FR2954355A1 - COPPER ALUMINUM ALLOY MOLDED MECHANICAL AND HOT FLUID MOLDED PART - Google Patents
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Abstract
L'invention a pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique statique et à haute tenue au fluage à chaud, coulée en alliage d'aluminium de composition chimique suivante: Si : 0.02 - 0.50 %, Fe : 0.02 - 0.30 %, Cu : 3.5 - 4.9 %, Mn : < 0.70 %, Mg : 0.05 - 0.38 %, Zn : < 0.30 %, Ni : < 0.30 %, V : 0.05 - 0.30 %, Zr : 0.05 - 0.25 %, Ti : 0.01 - 0.35 %, autres éléments au total < 0.50%, de préférence < 0.15 % ; et 0.05 % chacun, reste aluminium. Elle concerne plus particulièrement les culasses de moteurs à combustion interne diesel ou essence suralimentés.The invention relates to a molded part with high mechanical strength and high resistance to hot creep, cast aluminum alloy of the following chemical composition: Si: 0.02 - 0.50%, Fe: 0.02 - 0.30%, Cu: 3.5 - 4.9%, Mn: <0.70%, Mg: 0.05 - 0.38%, Zn: <0.30%, Ni: <0.30%, V: 0.05 - 0.30%, Zr: 0.05 - 0.25%, Ti: 0.01 - 0.35% other elements in total <0.50%, preferably <0.15%; and 0.05% each, remains aluminum. It relates more particularly cylinder heads of diesel internal combustion engines or gasoline supercharged.
Description
Pièce moulée en alliage d'aluminium au cuivre à haute résistance mécanique ei au fluage à chaud Cast aluminum alloy with high mechanical strength and heat creep
Domaine de l'invention Field of the invention
L'invention concerne les pièces moulées en alliage d'aluminium au cuivre 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 copper aluminum alloy castings 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 technique State of the art
Sauf mention contraire, toutes les valeurs relatives à la composition chimique des 15 alliages sont exprimées en pourcentages pondéraux. Unless otherwise stated, all 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 essentiellement des alliages au silicium (de 5 à 10 % de Si en général) contenant souvent du cuivre et du magnésium afin d'en augmenter les 20 caractéristiques mécaniques, en particulier à chaud. Les principaux types utilisés sont les suivants : AlSi7Mg, AlSi7CuMg, A1Si(5 à 8)Cu3Mg, AlSilOMg, AlSilOCuMg. Ces alliages sont utilisés avec différentes modalités de traitements thermiques : parfois à l'état état F sans aucun traitement, parfois à l'état état T5 avec un simple revenu, parfois à l'état T6 avec une mise en solution, une trempe et un revenu au pic 25 de durcissement ou légèrement en-dessous, et souvent à l'état T7 avec une mise en solution, une trempe et un sur-revenu ou une stabilisation. La raison pour laquelle on utilise des alliages aluminium silicium est la supériorité de leurs propriétés de fonderie, en particulier absence de criquabilité, coulabilité élevée, bon pouvoir d'alimentation de la retassure. Seuls ces alliages à silicium supérieur ou 30 égal à 5% se prêtent bien au moulage en coquille, par gravité ou basse pression, qui est le procédé dominant pour les culasses automobiles de grande série. Pour des fabrications de faible série généralement faites en moulage au sable, telles que les culasses de véhicules à hautes performances ou les pièces travaillant à chaud destinées à l'armement et à l'aéronautique, on utilise aussi parfois des alliages au cuivre du type A1Cu5 additionnés d'éléments favorisant la tenue à chaud comme Ni, Co, Ti, V et Zr : on note en particulier dans cette catégorie l'A1Cu5NiCoZr et l'A1Cu4NiTi. Ces alliages sont très résistants à chaud, en particulier à 300°C où ils surpassent nettement les aluminium silicium mentionnés plus haut, mais souffrent de deux graves faiblesses : leur criquabilité élevée, joint à un mauvais comportement à la retassure, qui les rend très difficiles à couler en coquille en grande série, et également la médiocrité de leurs caractéristiques mécaniques à température ambiante : ils ont en particulier un allongement très faible, qui les rend fragiles et peu performants en fatigue mécanique. Le tableau 1 résume les caractéristiques à température ambiante de ces deux alliages coulés au sable et traitées thermiquement à l'état T7 (RpO.2 (ou 0.2%TYS) étant la limite d'élasticité en MPa ; Rm (ou UTS) étant la résistance à la rupture en MPa ; et A (ou E) étant l'allongement à la rupture en %): Tableau 1 Alliage RpO.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) AlCu4NiTi Non mesurable 343 0.11 AlCu5NiCoZr 270 295 1 Il existe aussi un alliage anciennement normalisé par l'Aluminum Association (désignée « AA » par la suite par commodité) sous le numéro 224, qui est du type AlCu5MnVZr. Il a été déclaré « inactif » par cette association qui l'a retiré depuis des années de son document périodiquement remis à jour « Designations and Chemical Composition Limits for Aluminum Alloys in the Form of Castings and Ingot ». Cet alliage 224 ne contient pas de magnésium (cet élément entrant dans la catégorie des impuretés, avec un maximum à 0.03% chacune, 0.10% total), et des résultats de caractérisation anciens sur des plaques coulées au sable ont montré les caractéristiques à l'état T7 décrites dans le tableau 2 : Tableau 2 Alliage RpO.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) 224 280 360 4.8 Problème posé Etant donné 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 aujourd'hui en service, l'emploi d'alliages aluminium cuivre constitue une solution « en rupture » par rapport aux progrès incrémentaux apportés par l'optimisation des alliages aluminium silicium. The alloys commonly used for the cylinder heads of automotive mass-produced vehicles are essentially silicon alloys (usually 5 to 10% Si) often containing copper and magnesium in order to increase the mechanical characteristics thereof, in particular hot. The main types used are: AlSi7Mg, AlSi7CuMg, AlSi (5 to 8) Cu3Mg, AlSilOMg, AlSilOCuMg. These alloys are used with different methods of heat treatment: sometimes in the F-state without any treatment, sometimes in the T5 state with a simple income, sometimes in the T6 state with dissolution, quenching and drying. at the peak of hardening or slightly below, and often at the T7 state with dissolution, quenching and over-tempering or stabilization. The reason for using aluminum silicon alloys is the superiority of their foundry properties, in particular lack of creasability, high flowability, good power of the shrink. Only these silicon alloys greater than or equal to 5% lend themselves to shell molding by gravity or low pressure, which is the dominant process for mass-produced cylinder heads. For low-mass production generally made in sand casting, such as cylinder heads of high-performance vehicles or hot workpieces for armament and aeronautics, copper alloys of the A1Cu5 type are also sometimes used. added with elements promoting the heat resistance such as Ni, Co, Ti, V and Zr: in this category there are in particular A1Cu5NiCoZr and A1Cu4NiTi. These alloys are very resistant to heat, especially at 300 ° C where they clearly outperform the silicon aluminum mentioned above, but suffer from two serious weaknesses: their high cracks, combined with a bad shrinkage behavior, which makes them very difficult. cast in large series, and also the mediocrity of their mechanical characteristics at room temperature: they have in particular a very low elongation, which makes them fragile and inefficient in mechanical fatigue. Table 1 summarizes the characteristics at ambient temperature of these two sand-cast alloys heat-treated in the T7 state (RpO.2 (or 0.2% TYS) being the elastic limit in MPa; Rm (or UTS) being the breaking strength in MPa, and A (or E) being elongation at break in%: Table 1 RpO.2 alloy (MPa) Rm (MPa) A (%) AlCu4NiTi Not measurable 343 0.11 AlCu5NiCoZr 270 295 1 There is also an alloy formerly standardized by the Aluminum Association (hereafter referred to as "AA" for convenience) under number 224, which is of the AlCu5MnVZr type. It has been declared "inactive" by this association, which has been withdrawing it for years from its periodically updated "Designations and Chemical Composition Limits for Aluminum Alloys in the Form of Castings and Ingot". This alloy 224 does not contain magnesium (this element falling into the category of impurities, with a maximum of 0.03% each, 0.10% total), and old characterization results on sand-cast plates have shown the characteristics to the state T7 described in Table 2: Table 2 RpO.2 alloy (MPa) Rm (MPa) A (%) 224 280 360 4.8 Problem posed Since in future common-rail or gas-supercharged diesel engines, the chambers cylinder heads, and in particular the inter-valve bridges, will reach or exceed 300 ° C, and will experience higher pressures than in previous generations of engines in use, the use of copper aluminum alloys is a "breakthrough" solution compared to the incremental progress made by the optimization of aluminum silicon alloys.
Mais il faut encore trouver un alliage de cette famille qui combine : - hautes propriétés mécaniques à température ambiante, - hautes propriétés mécaniques dans le domaine 250 û 300°C, - et haute résistance au fluage à 300°C, température caractéristique notamment des pontets inter-soupapes, éléments particulièrement sollicités thermo-15 mécaniquement. Les alliages AlCu5Mg classiques tels que l'A1Cu5MgTi (désigné 204 suivant l'AA), et les A206 et B206 (suivant l'AA), destinés à des pièces travaillant à température ambiante ou modérée ne répondent pas à ces exigences, en particulier à 300°C. Les alliages AlCu4NiTi et AlCu5NiCoZr (203 suivant l'AA) mentionnés plus haut 20 sont eux trop faibles et fragiles à température ambiante. L'AlCuSMnVZr (ancien 224 suivant l'AA) destiné aux pièces travaillant à chaud présente une combinaison de propriétés plus intéressante mais manque encore de limite d'élasticité à température ambiante par rapport aux propriétés améliorées recherchées: il donne, à l'état T7, une limite d'élasticité RpO.2 = 280 MPa, à 25 comparer avec 275 MPa pour l'AlSi7CuO.5MgO.3 T7 et 311 MPa pour l'A1Si5Cu3Mg T7 (valeurs mesurées par la demanderesse et publiées respectivement dans les articles « Alliages d'aluminium améliorés pour culasses Diesel » (Hommes et fonderie- février 2008- N° 382) et « Aluminium Casting Alloys for Highly Stressed Diesel Cylinder Heads », (3. internationales Symposium Aluminium + 30 Automobil) ;Düsseldorf ; FRG ; 3-4 Feb.1988, pp. 154 û 159, 1988). On a donc cherché à obtenir un progrès considérable par rapport à l'ancien 224 en termes de limite d'élasticité et de résistance ultime depuis la température ambiante jusqu'à 250 .300°C. On a aussi cherché à améliorer la résistance au,fluage à 300°C de cet ancien alliage. But it is still necessary to find an alloy of this family which combines: - high mechanical properties at ambient temperature, - high mechanical properties in the range 250 - 300 ° C, - and high resistance to creep at 300 ° C, characteristic temperature including bridges inter-valves, elements particularly thermo-mechanically stressed. Conventional AlCu5Mg alloys such as A1Cu5MgTi (designated as 204 AA), and A206 and B206 (AA), for room temperature or moderate working parts do not meet these requirements, particularly 300 ° C. AlCu4NiTi and AlCu5NiCoZr alloys (203 following AA) mentioned above are too weak and brittle at room temperature. The AlCuSMnVZr (formerly 224 following AA) for hot workpieces has a more interesting combination of properties but still lacks room temperature yield strength with respect to the improved properties sought: it gives, in state T7 , a yield strength RpO.2 = 280 MPa, compared with 275 MPa for AlSi7CuO.5MgO.3 T7 and 311 MPa for A1Si5Cu3Mg T7 (values measured by the Applicant and published respectively in the articles "Alloys improved aluminum for Diesel cylinder heads "(Men and Foundry - February 2008- No. 382) and" Aluminum Casting Alloys for Highly Stressed Diesel Cylinder Heads ", (3. International Symposium Aluminum + 30 Automobil); Düsseldorf; FRG; 3- Feb. 4, 1988, pp. 154-159, 1988). It has therefore been sought to achieve considerable progress over the former 224 in terms of yield strength and ultimate strength from ambient temperature up to 250,300 ° C. It has also been sought to improve the creep resistance at 300 ° C. of this old alloy.
Objet de l'invention L'invention a donc pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique statique à la température ambiante et à chaud et à haute tenue au fluage à chaud, en particulier à 300°C et plus, coulée en alliage d'aluminium de composition chimique suivante, exprimée en pourcentages pondéraux : Si : 0.02 - 0.50 %, de préférence 0.02 - 0.20 % et plus préférentiellement 0.02 - 0.06%, Fe : 0.02 - 0.30 %, de préférence 0.02 -0.20 %, plus préférentiellement 0.02 - 0.12 % et mieux 0.02 ù 0.06%, Cu : 3.5 ù 4.9 %, de préférence 3.8 ù 4.9 % et plus préférentiellement 4.0 - 4.8 %, 15 Mn : < 0.70 %, de préférence 0.20 - 0.50 %, Mg : 0.05 ù 0.38 %, de préférence 0.07 - 0.30 %, et plus préférentiellement 0.08 - 0.20 % et enfin de façon très préférentielle 0.09 ù 0.13%, Zn : < 0.30 %, de préférence < 0.10 % et plus préférentiellement < 0.03% , Ni : < 0.30 %, de préférence < 0.10 % et plus préférentiellement < 0.03%, 20 V : 0.05 - 0.30 %, de préférence 0.08 - 0.25 %, et plus préférentiellement 0.10 - 0.20%, Zr : 0.05 - 0.25 %, de préférence 0.08 - 0.20 %, Ti : 0.01 - 0.35 %, de préférence 0.05 - 0.25 % et plus préférentiellement 0.10 ù 0.20%, 25 autres éléments au total < 0.50%, de préférence < 0.15 % ; et 0.05 % chacun, reste aluminium. OBJECT OF THE INVENTION The subject of the invention is therefore a molded part with high static resistance at ambient temperature and with high heat resistance and high creep resistance, in particular at 300 ° C. and above, cast in alloy aluminum of the following chemical composition, expressed in weight percentages: Si: 0.02 - 0.50%, preferably 0.02 - 0.20% and more preferably 0.02 - 0.06%, Fe: 0.02 - 0.30%, preferably 0.02 - 0.20%, more preferably 0.02 - 0.12% and better 0.02 to 0.06%, Cu: 3.5 to 4.9%, preferably 3.8 to 4.9% and more preferably 4.0 to 4.8%, Mn: 0.70%, preferably 0.20 to 0.50%, Mg: 0.05 to 0.38% preferably 0.07-0.30%, and more preferably 0.08-0.20% and most preferably 0.09-1.03%, Zn: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%, Ni: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%, V: 0.05 - 0.30 %, preferably 0.08 - 0.25%, and more preferably 0.10 - 0.20%, Zr: 0.05 - 0.25%, preferably 0.08 - 0.20%, Ti: 0.01 - 0.35%, preferably 0.05 - 0.25% and more preferably 0.10 - 0.20 %, 25 other elements in total <0.50%, preferably <0.15%; and 0.05% each, remains aluminum.
Description des figures La figure 1 représente une grappe de quatre éprouvettes coulées en coquille 30 de la société Rio Tinto Alcan de diamètre ¼" (6.35 mm). La figure 2 représente des courbes d'analyse enthalpique différentielle pour les alliages AlCu4.7MnVZrTi à teneur en magnésium de 0%, 0.09% et 0.13%. Description of the Figures Figure 1 shows a cluster of four Rio Tinto Alcan shell-cast test pieces 30 ¼ "(6.35 mm) in diameter Fig. 2 shows differential enthalpy analysis curves for AlCu4.7MnVZrTi content alloys in magnesium of 0%, 0.09% and 0.13%.
La figure 3 montre des résultats d'essais de fluage à 300°C sur les alliages AlCu4.7MnVZrTi traités T7 et AlSi7Cu3.5MnVZrTi également traité T7 à teneur en magnésium variable respectivement de 0% à 0.13%.et de 0.1% à 0.15% Description de l'invention FIG. 3 shows results of creep tests at 300 ° C. on T7-treated AlCu4.7MnVZrTi alloys and AlSi7Cu3.5MnVZrTi also treated T7 with variable magnesium content respectively from 0% to 0.13% and from 0.1% to 0.15%. Description of the invention
L'invention repose sur la constatation par la demanderesse qu'il est possible d'apporter de très importantes améliorations aux caractéristiques citées plus haut de l'ancien alliage 224 (suivant l'AA), et de résoudre ainsi le problème posé, ce notamment par l'addition d'une quantité limitée de magnésium. The invention is based on the finding by the applicant that it is possible to make very significant improvements to the characteristics mentioned above of the old alloy 224 (according to the AA), and thus to solve the problem posed, in particular by the addition of a limited amount of magnesium.
lo En effet, l'addition d'une petite quantité de magnésium, de l'ordre de 0.10 à 0.15%, permet d'augmenter de façon considérable la limite d'élasticité et la résistance de l'alliage non seulement à température ambiante mais aussi à chaud, en particulier à 250-300°C et plus. In fact, the addition of a small amount of magnesium, of the order of 0.10 to 0.15%, makes it possible to considerably increase the yield strength and the resistance of the alloy not only at room temperature but also hot, especially at 250-300 ° C and above.
C'est à température ambiante que le gain relatif est le plus important : comme exposé It is at room temperature that the relative gain is the most important: as exposed
15 dans les exemples qui suivent et les tableaux 6, 7, 8, la limite d'élasticité passe d'environ 190 MPa sans magnésium à environ 340 MPa avec seulement 0.09% et ensuite à plus de 390 MPa avec 0.13%. Si l'on considère la moyenne des résultats obtenus avec 0.09% et 0.13% de magnésium, les gains observés sur la limite d'élasticité et la résistance à température ambiante sont remarquables : In the following examples and Tables 6, 7, 8, the yield strength changes from about 190 MPa without magnesium to about 340 MPa with only 0.09% and then to over 390 MPa with 0.13%. If we consider the average of the results obtained with 0.09% and 0.13% magnesium, the gains observed on the elastic limit and the resistance at ambient temperature are remarkable:
20 respectivement + 96% et + 29% en termes relatifs. L'allongement est par contre sensiblement réduit de moitié mais conserve encore un niveau convenable de 6 à 8%. A température élevée, 250 puis 300°C, les gains apportés par l'ajout de magnésium subsistent même s'ils diminuent. Les gains observés sur la limite d'élasticité et la résistance sont respectivement de 35 et 13% en termes relatifs à 250°C, et de 27 et Respectively + 96% and + 29% in relative terms. However, the elongation is substantially reduced by half but still retains a suitable level of 6 to 8%. At high temperature, 250 then 300 ° C, the gains brought by the addition of magnesium remain even if they decrease. The observed gains in yield strength and strength are respectively 35 and 13% in relative terms at 250 ° C, and 27 and
25 8% en termes relatifs à 300°C. Loin de nuire à la stabilité à chaud des phases durcissantes comme on aurait pu l'envisager, l'addition de magnésium reste bénéfique au moins jusqu'à 300°C, et ce d'autant que la perte d'allongement s'estompe à ces températures élevées. 8% in relative terms at 300 ° C. Far from impairing the hot stability of the hardening phases as might have been envisaged, the addition of magnesium remains beneficial at least up to 300 ° C., especially as the loss of elongation fades at these high temperatures.
De plus, l'addition de magnésium améliore considérablement la tenue au fluage à 30 chaud, réduisant par approximativement 2 par exemple la déformation observée après 300h à 300°C sous une contrainte de 30 MPa. L'addition de magnésium ne nuit donc pas à la stabilité à chaud, contrairement à la philosophie qui a conduit à la définition des alliages • AlCu5NiCoZr (203 suivant l'AA) et AlCu5MnVZr, (224 suivant l'AA) classiques qui sont dépourvus de magnésium. Il est intéressant de situer le niveau moyen de performance de l'alliage suivant l'invention (par souci de simplicité on a attribué la moyenne des caractéristiques des alliages à 0.09% et 0.13% de magnésium à l'alliage désigné « AlCu4.7MnMgmoyVZrTi ») comparativement à quelques alliages culasses à base aluminium-silicium. Le tableau 3 résume les caractéristiques mécaniques. In addition, the addition of magnesium significantly improves the hot creep resistance, reducing by approximately 2, for example, the deformation observed after 300 h at 300 ° C. under a stress of 30 MPa. The addition of magnesium does not affect the hot stability, contrary to the philosophy that led to the definition of alloys • AlCu5NiCoZr (203 following the AA) and AlCu5MnVZr, (224 following the AA) conventional that are lacking magnesium. It is interesting to locate the average level of performance of the alloy according to the invention (for the sake of simplicity, the average alloy characteristics were attributed to 0.09% and 0.13% magnesium alloy designated "AlCu4.7MnMgmoyVZrTi" ) compared to some aluminum-silicon-based cylinder head alloys. Table 3 summarizes the mechanical characteristics.
Tableau 3 T° ambiante 250°C 300°C Alliage / traitement thermiquE RpO.2 Rm A% RpO.2 Rm A% RpO.2 Rm A% AICu4.7MnMgmoyVZrTi T7 369 451 7.4 182 226 9.8 125 158 14.8 AISi5Cu3Mg F 172 237 2.1 107 133 5.8 60 86 12 AISi7MgO.3Ti 17 257 299 9.9 55 61 34.5 40 43 34.5 AISi7CuO.5MgO.3Ti 17 275 327 9.8 66 73 34.5 40 44 34.6 AISi7Cu3.5MgO.15 MnVZrTI 17 306 392 5.2 101 115 27 60 70 31 En ce qui concerne la tenue au fluage à 300°C, l'alliage selon l'invention traité T7 peut être comparé à l'AlSi7Cu3.5MgO.15MnVZrTi également traité T7, qui a aussi été mis au point par la demanderesse et est à sa connaissance le plus résistant au fluage de la série d'alliages aluminium silicium considérés dans le tableau précédent. La courbe de la figure 3 montre la très grande supériorité de l'A1Cu4.7MnMgVZrTi, qui se déforme sensiblement 4 fois moins dans les mêmes conditions. Il apparaît ainsi que l'objectif de progrès « en rupture » par rapport aux alliages existants est bien atteint par l'addition de magnésium à une base de type 20 AlCu5MnVZrTi. Table 3 Ambient temperature 250 ° C 300 ° C Alloy / heat treatment RpO.2 Rm A% RpO.2 Rm A% RpO.2 Rm A% AICu4.7MnMgmoyVZrTi T7 369 451 7.4 182 226 9.8 125 158 14.8 AISi5Cu3Mg F 172 237 2.1 107 133 5.8 60 86 12 AISi7MgO.3Ti 17 257 299 9.9 55 61 34.5 40 43 34.5 AISi7CuO.5MgO.3Ti 17 275 327 9.8 66 73 34.5 40 44 34.6 AISi7Cu3.5MgO.15 MnVZrTI 17 306 392 5.2 101 115 27 60 70 With regard to the creep resistance at 300 ° C., the alloy according to the invention treated T7 can be compared with the AlSi7Cu3.5MgO.15MnVZrTi also treated T7, which was also developed by the applicant and is to his knowledge the most resistant to creep of the series of aluminum silicon alloys considered in the previous table. The curve of FIG. 3 shows the very great superiority of A1Cu4.7MnMgVZrTi, which deforms substantially 4 times less under the same conditions. It thus appears that the "breakthrough" progress objective with respect to existing alloys is achieved by the addition of magnesium to an AlCu5MnVZrTi base.
Bien que l'addition de magnésium abaisse progressivement la température de brûlure hors équilibre, il reste possible de mettre en solution l'alliage à 525°C ou 528°C comme on le fait par exemple assez classiquement avec les alliages A206 et B206. 25 Un traitement par palier permettra éventuellement de traiter l'alliage à une température finale un peu plus haute mais ce traitement par palier n'est pas indispensable compte tenu des résultats très élevés obtenus avec un traitement isotherme sous la température de brûlure. La teneur en magnésium peut être augmentée au-delà du domaine déjà expérimenté dans les exemples. Si on recherche uniquement résistance et dureté très élevées, avec une exigence de ductilité réduite, un niveau maximum de 0.38% peut être envisagé, sachant que la température de brûlure en sera abaissée et le traitement thermique devra être adapté. Le minimum pour obtenir un effet durcissant significatif est de l'ordre de 0.05%. Un domaine plus restreint est de 0.07% à 0.30% et le domaine préféré, correspondant aux compromis résistance û ductilité û fluage quantifié dans les exemples tout en ayant une largeur industriellement acceptable est 0.08 û 0.20%, voire de 0.09 à 0.13%. Pour ce qui concerne les autres éléments constitutifs du type d'alliage suivant l'invention, leurs teneurs sont justifiées par les considérations suivantes : Silicium : il est généralement néfaste à la ductilité et peut abaisser la température de brûlure. Par contre, il améliore les propriétés de fonderie et en particulier est susceptible, même à faible niveau, de réduire la criquabilité, comme décrit dans l'ASM Handbook, volume 15, édition 2008. Un niveau minimum de 0.02% est nécessaire. Un niveau maximum de 0.50% est pensable pour des pièces solidifiées très rapidement ou ne nécessitant guère d'allongement, mais on préfèrera généralement moins de 0.20%, voire de 0.06%. Fer : il est néfaste à la ductilité, mais diminue par contre la criquabilité, comme également décrit dans l'ASM Handbook, volume 15, édition 2008. De plus le limiter à un très bas niveau augmente évidemment le coût de la pièce. Un niveau minimum de 0.02% est donc avantageux. Un niveau maximum de 0.30% est pensable pour des pièces solidifiées très rapidement ou ne nécessitant guère d'allongement, mais on préfèrera généralement moins de 0.20% pour des grandes séries automobiles, voire de 0.12% ou même 0.06% pour des pièces extrêmement sollicitées. Cuivre : il durcit l'alliage, augmentant limite d'élasticité et résistance mais diminuant l'allongement. La fourchette de l'ancien alliage 224 était de 4.5 à 5.5%. L'expérience acquise par la demanderesse avec le B206 indique qu'il est bon de limiter le cuivre à un maximum de 4.9% car au-delà il est très difficile de remettre tout le cuivre en solution. Comme les présents résultats, obtenus avec un cuivre de 4.7 à 4.8%, montrent que la résistance à température ambiante obtenue avec addition de magnésium est très élevée mais. que l'allongement est réduit par rapport à l'ancien alliage 224 sans magnésium, il est logique de prévoir la possibilité de réduire le cuivre en dessous de 4.5%, et plus particulièrement jusqu'à 3,5%. La demanderesse a effectué des travaux sur l'alliage B206 pour lesquels elle estime que les résultats qui sont transposables à l'alliage selon l'invention et montrent que qu'un abaissement du cuivre de 5.0% à 4.0% permet de gagner notablement en allongement au prix d'une perte de résistance, mais que celle-ci reste supérieure à 400 MPa. Dans l'optique de certaines culasses, il est même concevable d'accepter une baisse un peu plus importante de la résistance pour privilégier l'allongement et de réduire le cuivre jusqu'à 3.5%. On pourra choisir des sous-domaines entre 3.5% et 4.9% en fonction du compromis de caractéristiques visées pour la pièce spécifique. D'une façon générale, des sous domaines centrés sur 4.3% ou 4.4% tels que 3.8 û 4.9% et mieux 4.0 û 4.8% conduisent à un compromis assez équilibré. Manganèse: cet élément ne doit pas excéder 0.70% sous peine de risquer de former des phases intermétalliques grossières. Comme il améliore généralement les propriétés mécaniques, particulièrement à chaud, un domaine de 0.20 û 0.50% analogue à celui des alliages du type 206 est préféré. Zinc: cet élément est une impureté qui, à haute teneur, peut diminuer les propriétés mécaniques et rendre le bain liquide plus oxydable. On peut envisager de tolérer jusqu'à 0.30% dans le but de faciliter l'emploi de métal de recyclage, mais on préfère moins de 0.10% et mieux moins de 0.03% pour des pièces à hautes performances. Nickel: il contribue en général à la résistance mécanique à chaud mais réduit considérablement l'allongement. Comme la résistance à chaud est assurée dans l'invention par l'addition d'autres éléments, cuivre, magnésium, vanadium et zirconium, le nickel est considéré ici comme une impureté, qu'on limite au maximum à 0.30% dans le but de faciliter l'emploi de métal de recyclage, et de préférence à 0.10% et encore mieux à 0.03% pour des pièces à hautes performances. Vanadium: Cet élément péritectique améliore en particulier la résistance au fluage à chaud. La demanderesse a observé que, dans une autre base d'alliage contenant du silicium, la résistance au fluage était fortement améliorée entre 0 et 0.05%, puis s'améliorait ensuite plus progressivement de 0.05% à 0.17% et était au-dessus de 0.17% stable à un excellent niveau. Limiter le niveau maximum de vanadium à 0.15% comme dans l'ancien 224 ne paraît donc pas souhaitable. Dans l'alliage 25 suivant l'i nvention, un niveau de 0.05 à 0.30% est prévu, qui ppurra être resserré à des sous-domaines plus étroits de 0.08 û 0.25% et préférentiellement 0.10 û 0.20%. Zirconium: cet élément péritectique améliore également en particulier la résistance au fluage à chaud, et son effet est additif à celui du vanadium. Une teneur de 0.05 û 0.25% et de préférence 0.08 û 0.20% est retenue. Titane: cet élément péritectique a deux effets différents : d'une part, il est souvent utilisé comme élément affinant du grain, souvent en combinaison avec un ajout d'alliage mère ou de sel ajoutant du titane et du bore. Cependant, il existe d'autres pratiques d'affinage consistant à n'ajouter que des produits introduisant du titane et du bore, voire même du bore seul, et dans ce dernier cas la présence de titane n'est pas favorable. D'autre part, le titane contribue à la bonne résistance au fluage à chaud, quoi que moins fortement que vanadium et zirconium, comme la demanderesse l'a observé. On a donc retenu une teneur maximum de 0.35%, mais on préférera en général une addition de 0.05 à 0.25% et encore mieux de 0.10 à 0.20%. Although the addition of magnesium gradually lowers the off-equilibrium burn temperature, it is still possible to dissolve the alloy at 525 ° C. or 528 ° C., as is done, for example, with conventional alloys A206 and B206. A stepwise treatment will possibly make it possible to treat the alloy at a slightly higher final temperature, but this stepwise treatment is not indispensable, given the very high results obtained with isothermal treatment under the burn temperature. The magnesium content can be increased beyond the area already experienced in the examples. If only very high strength and hardness are sought, with a reduced ductility requirement, a maximum level of 0.38% can be envisaged, knowing that the burn temperature will be lowered and the heat treatment will have to be adapted. The minimum to obtain a significant curing effect is of the order of 0.05%. A smaller range is from 0.07% to 0.30% and the preferred range, corresponding to the quantized ductility-to-flow ratios in the examples while having an industrially acceptable width, is 0.08 to 0.20%, or even 0.09 to 0.13%. With regard to the other constituent elements of the type of alloy according to the invention, their contents are justified by the following considerations: Silicon: it is generally detrimental to ductility and can lower the burn temperature. On the other hand, it improves the casting properties and in particular is likely, even at a low level, to reduce the creasability, as described in the ASM Handbook, volume 15, edition 2008. A minimum level of 0.02% is necessary. A maximum level of 0.50% is conceivable for parts solidified very quickly or requiring little elongation, but one will generally prefer less than 0.20%, or even 0.06%. Iron: it is harmful to the ductility, but decreases against the criquabilité, as also described in the ASM Handbook, volume 15, edition 2008. Moreover limiting it to a very low level obviously increases the cost of the piece. A minimum level of 0.02% is therefore advantageous. A maximum level of 0.30% is conceivable for parts solidified very quickly or not requiring much elongation, but one will generally prefer less than 0.20% for large automotive series, or even 0.12% or even 0.06% for highly stressed parts. Copper: It hardens the alloy, increasing yield strength and strength but decreasing elongation. The range of the old alloy 224 was 4.5 to 5.5%. The Applicant's experience with the B206 indicates that it is good to limit the copper to a maximum of 4.9% because beyond it is very difficult to put all the copper in solution. As the present results, obtained with a copper of 4.7 to 4.8%, show that the resistance to ambient temperature obtained with the addition of magnesium is very high but. that elongation is reduced compared to the old magnesium-free alloy 224, it makes sense to provide for the possibility of reducing copper below 4.5%, and more particularly up to 3.5%. The Applicant has carried out work on alloy B206 for which it considers that the results which are transferable to the alloy according to the invention and show that a lowering of copper from 5.0% to 4.0% allows to gain significantly in elongation at the cost of a loss of resistance, but that it remains higher than 400 MPa. In view of some cylinder heads, it is even conceivable to accept a slightly larger drop in resistance to favor elongation and reduce copper up to 3.5%. We can choose subdomains between 3.5% and 4.9% depending on the trade-off of characteristics targeted for the specific part. In general, subdomains centered on 4.3% or 4.4% such as 3.8 - 4.9% and better 4.0 - 4.8% lead to a fairly balanced compromise. Manganese: this element must not exceed 0.70% otherwise the risk of forming coarse intermetallic phases. Since it generally improves the mechanical properties, especially when hot, a range of 0.20 to 0.50% similar to that of 206 type alloys is preferred. Zinc: this element is an impurity which, at high content, can decrease the mechanical properties and make the liquid bath more oxidizable. It may be envisaged to tolerate up to 0.30% in order to facilitate the use of recycle metal, but less than 0.10% and better still less than 0.03% is preferred for high performance parts. Nickel: it generally contributes to the mechanical strength when hot but considerably reduces elongation. As the hot resistance is ensured in the invention by the addition of other elements, copper, magnesium, vanadium and zirconium, nickel is considered here as an impurity, which is limited to a maximum of 0.30% for the purpose of facilitate the use of recycling metal, and preferably at 0.10% and even better at 0.03% for high performance parts. Vanadium: This peritectic element in particular improves the resistance to creep when hot. Applicant has observed that in another alloy base containing silicon, the creep resistance was greatly improved between 0 and 0.05%, then improved more gradually from 0.05% to 0.17% and was above 0.17%. % stable at an excellent level. Limiting the maximum level of vanadium to 0.15% as in the old 224 does not therefore seem desirable. In the alloy according to the invention, a level of 0.05 to 0.30% is provided which can be narrowed to narrower subdomains of 0.08 to 0.25% and preferably 0.10 to 0.20%. Zirconium: this peritectic element also improves in particular the resistance to hot creep, and its effect is additive to that of vanadium. A content of 0.05 to 0.25% and preferably 0.08 to 0.20% is used. Titanium: This peritectic element has two different effects: on the one hand, it is often used as a refining element of the grain, often in combination with an addition of parent alloy or salt adding titanium and boron. However, there are other refining practices consisting of adding only products introducing titanium and boron, or even only boron, and in the latter case the presence of titanium is not favorable. On the other hand, titanium contributes to good resistance to creep hot, although less strongly than vanadium and zirconium, as the applicant has observed. A maximum content of 0.35% has therefore been retained, but an addition of 0.05 to 0.25% and even more preferably of 0.10 to 0.20% is preferred.
Les autres éléments sont à considérer comme des impuretés. Dans le but de faciliter le recyclage, on peut tolérer pour certaines pièces un niveau total maximum de 0.50%, mais de préférence pour les pièces sollicitées on adoptera des maximas de 0.15% au total et 0.05% chacun. The other elements are to be considered as impurities. In order to facilitate the recycling, we can tolerate for some parts a maximum total level of 0.50%, but preferably for the parts solicited we will adopt maxima of 0.15% in total and 0.05% each.
Exemples On a élaboré dans un four électrique de 35 kg une série de trois compositions d'alliages décrites dans le tableau 4, tous éléments exprimés en % pondéral. EXAMPLES A series of three alloy compositions described in Table 4 was developed in a 35 kg electric furnace, all elements being expressed in% by weight.
Tableau 4 Repère Si Fe Cu Mn Mg Ti V Zr 0 Mg 0.09 0.14 4.83 0.34 0.00 0.18 0.21 0.14 0.09 Mg 0.08 0.14 4.74 0.33 0.09 0.22 0.17 0.13 0.13 Mg 0.09 0.14 4.81 0.33 0.13 0.20 0.17 0.13 Ces alliages ont été affinés par addition d'A1Ti5B (30 ppm de titane ainsi ajouté) et dégazés par un traitement de 10 minutes à l'aide d'un rotor en graphite tournant à 300 tours / minute avec un débit d'argon de 5 litres / minute, le tout sous couverture d'un flux de lavage MgCl2 60% - KC1 40%. On a ensuite coulé des éprouvettes en coquille de diamètre ¼" (6.5 mm)du type de la société Rio Tinto Alcan représentées à la figure 1 destinées aux essais de traction ainsi que des éprouvettes coquille ASTM B108 de diamètre %2" (12.7 mm) destinées à servir d'ébauches aux éprouvettes de fluage de 4 mm de diamètre. La figure 1 représente plus particulièrement une grappe 10 de 4 éprouvettes 11 de la société Rio Tinto Alcan coulées en coquille avec un diamètre du fût ¼" (6.35 mm). Cette grappe 10 reprend, à l'échelle1/2, la conception de l'éprouvette ASTM B108. Table 4 Si Mg Cu Mn Mg Ti V Zr 0 Mg 0.09 0.14 4.83 0.34 0.00 0.18 0.21 0.14 0.09 Mg 0.08 0.14 4.74 0.33 0.09 0.22 0.17 0.13 0.13 Mg 0.09 0.14 4.81 0.33 0.13 0.20 0.17 0.13 These alloys have been refined by the addition of A1Ti5B (30 ppm of titanium thus added) and degassed by a treatment of 10 minutes using a graphite rotor rotating at 300 rpm with a flow of argon of 5 liters / minute, all under cover of 60% MgCl 2 wash stream - 40% KCl. Du "(6.5 mm) diameter shell specimens of the Rio Tinto Alcan type shown in Figure 1 for tensile testing and ASTM B108 shell specimens of diameter% 2" (12.7 mm) were then cast. intended to serve as blanks for creep specimens 4 mm in diameter. 1 shows more particularly a cluster 10 of four Rio Tinto Alcan test pieces 11 cast in shell with a diameter of the ¼ "(6.35 mm) drum.This cluster 10 resumes, at scale 1/2, the design of the ASTM B108 test specimen.
On a d'abord déterminé la température de brûlure des différentes compositions en procédant à des analyses enthalpiques différentielles (AED) sur des pastilles usinées dans les éprouvettes coulées. La vitesse de montée en température a été de 20°C/minute. Les courbes d'AED sont représentées à la figure 2. Les températures de brûlure observées correspondant aux pics de fusion dépendent évidemment de la teneur en magnésium comme indiqué dans le tableau 5: Tableau 5 Teneur en Mg (%) Température de brûlure (°C) 0 542.7 0.09 538.2 0.13 533.9 La température de brûlure se décale progressivement vers les températures plus 20 basses quand la teneur en Mg augmente de 0% à 0.09% puis 0.13%. The burning temperature of the various compositions was first determined by performing differential enthalpic analyzes (AED) on pellets machined in the cast specimens. The rate of rise in temperature was 20 ° C / minute. The AED curves are shown in Figure 2. The burning temperatures observed corresponding to the melting peaks obviously depend on the magnesium content as shown in Table 5: Table 5 Mg content (%) Burning temperature (° C) ) 0 542.7 0.09 538.2 0.13 533.9 The burn temperature gradually shifts to lower temperatures as the Mg content increases from 0% to 0.09% and then to 0.13%.
On a ensuite traité thermiquement ces 3 alliages en leur appliquant une mise en solution comportant un palier préliminaire de 2 h à 495°C puis un palier principal de 12 h à 528°C, suivi d'une trempe à l'eau à 65°C et d'un revenu de 4h à 200°C. On obtient ainsi un alliage 25 àl'étatT7. These 3 alloys were then heat treated by applying them to a solution comprising a preliminary stage of 2 hours at 495 ° C. and then a main stage of 12 hours at 528 ° C., followed by a quenching with water at 65 ° C. C and an income of 4h at 200 ° C. An alloy 25 is obtained in the T7 state.
Les ébauches destinées aux essais de fluage ont subi, préalablement à ce traitement thermique, une compaction isostatique à chaud sous 1000 bar à 485°C pendant 2h afin 10 15 d'éliminer toute microporosité qui pourrait affecter sérieusement les essais compte tenu du faible diamètre de l'éprouvette. Les caractéristiques mécaniques statiques ont été mesurées à température ambiante et à 5 250°C et 300°C. Dans ces deux derniers cas, les éprouvettes ont été préchauffées pendant 100 h à la température considérée avant d'être tractionnées. Les résultats figurent dans les tableaux 6, 7 et 8 : Tableau 6 : caractéristiques mécaniques à température ambiante Alliage RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa % 0 187.8 349.3 15.3 0.09 344.5 435.0 8.2 0.13 393.4 466.4 6.6 Tableau 7 : caractéristiques mécaniques à 250°C Alliage RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa % 0 134.7 199.5 10.7 0.09 172.2 223.7 7.3 0.13 191.4 228.8 12.2 Tableau 8 : caractéristiques mécaniques à 300°C Alliage RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa % 0 98.3 147.1 14.5 0.09 130.2 167.2 11.2 0.13 120.0 149.4 18.3 20 On a réalisé des essais de fluage à 300°C dans les conditions suivantes : Les éprouvettes de diamètre 4 mm dans la zone utile, usinées dans les ébauches de diamètre 12.7 mm, ont d'abord été préchauffées 100 h à 300°C dans un four séparé, puis placées sur la machine de fluage et stabilisées à nouveau %2 h à 300°C avant de les mettre sous une charge constante de 30 MPa. La déformation en % est alors enregistrée continûment pendant une durée de 300 h à 300°C. Le critère principal utilisé pour l'interprétation des essais est la déformation obtenue après 300 h. Le tableau 9 résume les résultats : Tableau 9: Fluage à 300°C sous 30 MPa Teneur en magnésium (%) Déformation (en %) après 300h 0 0.26 0.09 0.13 0.13 0.14 Ces résultats sont reportés dans la figure 3 où apparaissent également à titre de référence les résultats obtenus par la demanderesse avec une série d'alliages de type A1Si7Cu3.5MnVZrTI à différentes teneur en Mg. The blanks intended for the creep tests were subjected, prior to this heat treatment, to hot isostatic compaction at 1000 bar at 485 ° C. for 2 hours in order to eliminate any microporosity which could seriously affect the tests, given the small diameter of the the specimen. Static mechanical characteristics were measured at room temperature and at 250 ° C and 300 ° C. In the latter two cases, the specimens were preheated for 100 hours at the temperature before being tracted. The results are shown in Tables 6, 7 and 8: Table 6: Mechanical characteristics at room temperature Alloy RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa% 0 187.8 349.3 15.3 0.09 344.5 435.0 8.2 0.13 393.4 466.4 6.6 Table 7: Mechanical characteristics at 250 ° C Alloy RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa% 0 134.7 199.5 10.7 0.09 172.2 223.7 7.3 0.13 191.4 228.8 12.2 Table 8: Mechanical characteristics at 300 ° C Alloy RpO.2 Rm A Mg (%) MPa MPa % 0 98.3 147.1 14.5 0.09 130.2 167.2 11.2 0.13 120.0 149.4 18.3 Creep tests were carried out at 300 ° C under the following conditions: Specimens with a diameter of 4 mm in the working zone, machined in 12.7 mm diameter blanks, were first preheated 100 h at 300 ° C in a separate oven, then placed on the creep machine and stabilized again for 2 h at 300 ° C before putting them under a constant load of 30 MPa. The% strain is then recorded continuously for 300 hours at 300 ° C. The main criterion used for the interpretation of the tests is the deformation obtained after 300 h. Table 9 summarizes the results: Table 9: Creep at 300 ° C at 30 MPa Magnesium content (%) Deformation (in%) after 300h 0 0.26 0.09 0.13 0.13 0.14 These results are shown in Figure 3 where also appear as reference the results obtained by the plaintiff with a series of AlSi7Cu3.5MnVZrTI type alloys with different Mg content.
Une pièce peut alors être moulée à partir de l'alliage avantageux définit ci-dessus, cette pièce pouvant notamment être une culasse ou un insert d'une culasse ou d'une autre pièce nécessitant une haute résistance mécanique statique à la température ambiante et à chaud et une haute tenue au fluage à chaud, en particulier à 300°C. A part may then be molded from the advantageous alloy defined above, this part may in particular be a cylinder head or an insert of a cylinder head or of another part requiring a high static mechanical resistance at room temperature and at room temperature. hot and high resistance to creep when hot, in particular at 300 ° C.
La pièce est avantageusement traitée T7, même si un traitement T6 est également envisageable. The part is advantageously treated T7, even if a T6 treatment is also possible.
Aussi, récemment, un nouveau procédé de fonderie nommé « Moulage par 25 Ablation » a été introduit en Amérique du Nord. Ce procédé a été décrit dans l'article « Ablation Casting » de J.Grassi, J.Campbell, M.Hartlieb et F. Major présenté au TMS 2008. Ce procédé consiste à couler d'abord la pièce dans un moule de sable + liant assez isolant, puis lorsqu'elle a atteint au moins localement une fraction solide 20 suffisante, à arroser le moule avec un (ou plusieurs) jet d'eau qui dissout instantanément le liant du sable et provoque l'effondrement du moule. La pièce en cours de solidification est alors directement exposée à l'impact de l'eau qui en extrait les calories très rapidement (de façon analogue à celle observée par exemple en coulée continue verticale de billettes d'aluminium). Ceci conduit à une solidification très rapide de l'alliage et à l'obtention de structures fines ayant des caractéristiques mécaniques élevées, égales ou même supérieures à celles obtenues en coulée en coquille avec un moule métallique. Also, recently, a new foundry process called "Ablation Molding" has been introduced in North America. This method has been described in the article "Ablation Casting" by J. Grassi, J.Campbell, M.Hartlieb and F. Major presented at TMS 2008. This process consists in first casting the piece in a sand mold + While a sufficiently insulating binder, then when it has reached at least locally a sufficient solid fraction, to water the mold with one (or more) water jet which instantly dissolves the binder of the sand and causes the collapse of the mold. The part being solidified is then directly exposed to the impact of the water which extracts the calories very quickly (in a similar way to that observed for example in vertical continuous casting of aluminum billets). This leads to a very fast solidification of the alloy and to obtaining fine structures having high mechanical characteristics equal to or even greater than those obtained in shell casting with a metal mold.
Le moulage par ablation convient particulièrement au moulage des alliages à criquabilité élevée. Initialement, il s'agit de moulage sable qui contrarie fort peu le retrait, et ensuite après ablation du moule la fin de la solidification s'effectue sans moule rigide du tout. En plus d'assurer une vitesse de solidification élevée, le procédé conduit aussi à des gradients de température élevés car l'aspersion est généralement progressive, commençant sur certaines zones choisies et avançant vers les points de fin de solidification où il est possible d'attacher les masselottes. Ceci favorise avantageusement aussi l'utilisation d'alliages à faible capacité d'alimentation de la retassure, tel que les alliages aluminium cuivre, dont l'alliage selon l'invention. Ablation molding is particularly suitable for molding high-tread alloys. Initially, it is sand casting that does not much upset the withdrawal, and then after removal of the mold the end of the solidification is carried out without rigid mold at all. In addition to providing a high solidification rate, the process also leads to high temperature gradients because the spray is generally progressive, starting on selected areas and advancing towards the end points of solidification where it is possible to attach. the weights. This advantageously also favors the use of alloys with low feed capacity of the shrink, such as copper aluminum alloys, including the alloy according to the invention.
Aussi, l'invention a également pour objet un procédé pour mouler une pièce à partir de l'alliage selon l'invention, notamment un insert ou une culasse, comprenant les étapes consistant à : - fournir un moule formé à partir d'un agrégat et d'un liant hydrosoluble ; 25 - couler l'alliage dans le moule ; - projeter de l'eau sur le moule de manière à désagréger le moule et à refroidir l'insert ou la culasse pour accélérer la solidification de l'alliage. Also, the invention also relates to a method for molding a part from the alloy according to the invention, in particular an insert or a cylinder head, comprising the steps of: - providing a mold formed from an aggregate and a water-soluble binder; Pouring the alloy into the mold; - Spray water on the mold so as to disintegrate the mold and cool the insert or the cylinder head to accelerate the solidification of the alloy.
La mise en oeuvre de ce procédé permet avantageusement la production en grande 30 série de pièces moulées avec l'alliage selon l'invention ayant des propriétés mécaniques à chaud bien plus élevées que les alliages aluminium silicium. Les perspectives d'emploi d'alliages aluminium cuivre à haute résistance à chaud ne sont cependant pas restreintes au procédé par ablation : il existe d'autres voies dont le moulage au sable classique, éventuellement combiné à des refroidisseurs métalliques, et le moulage en moule métallique coquille, éventuellement avec des modifications de tracé des pièces permettant d'accepter les moins bonnes propriétés de fonderie de cette famille d'alliages. The implementation of this process advantageously allows the mass production of molded parts with the alloy according to the invention having much higher mechanical properties than aluminum silicon alloys. However, the prospects for using high-strength copper aluminum alloys are not restricted to the ablation process: there are other ways, including conventional sand casting, possibly combined with metal chillers, and mold casting. metallic shell, possibly with modifications of the part layout to accept the less good foundry properties of this family of alloys.
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