WO2011083209A1 - Pièce moulée en alliage d'aluminium au cuivre à haute résistance mécanique et au fluage à chaud - Google Patents

Pièce moulée en alliage d'aluminium au cuivre à haute résistance mécanique et au fluage à chaud Download PDF

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WO2011083209A1
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alloy
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Michel Garat
James Frederick Major
Danny Jean
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Rio Tinto Alcan International Limited
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to 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.
  • the alloys commonly used for the cylinder heads of automotive mass-produced vehicles are essentially silicon alloys (5 to 10% Si in general) often containing copper and magnesium in order to increase their mechanical characteristics, especially when 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 in the T7 state with dissolution, quenching and over-tempering or stabilization.
  • copper alloys of the AlCu5 type are also sometimes used. added with elements promoting the heat resistance such as Ni, Co, Ti, V and Zr: there is particularly in this category AlCu5NiCoZr and AlCu4NiTi. 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.
  • Table 1 summarizes the characteristics at ambient temperature of these two sand-cast alloys heat-treated in the T7 state (Rp0.2 (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%:
  • AlCu5Mg alloys such as AlCu5MgTi (designated 204 following ⁇ ), and A206 and B206 (following ⁇ ), intended for rooms working at ambient or moderate temperature, do not meet these requirements, in particular at 300 ° C.
  • the alloys AlCu4NiTi and AlCu5NiCoZr (203 following ⁇ ) mentioned above are too weak and fragile at room temperature.
  • 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 aluminum alloy of the following chemical composition , expressed in percentages by weight:
  • Mn ⁇ 0.70%, preferably 0.20 - 0.50%
  • Mg 0.05 - 0.20%, preferably 0.07 - 0.20%, and more preferably 0.08 - 0.20% and finally very preferably 0.09 - 0.13%
  • 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%
  • FIG. 1 represents a cluster of four shell-cast specimens from the Rio Tinto Alcan company with a 1 ⁇ 4 "diameter (6.35 mm).
  • Figure 2 shows differential enthalpy analysis curves for AlCu4.7MnVZrTi alloys with magnesium content of 0%, 0.09% and 0.13%.
  • Figure 3 shows creep test results at 300 ° C on AlCu4.7MnVZrTi treated T7 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
  • 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 (following ⁇ ), and thus to solve the problem posed, in particular by the addition of a limited amount of magnesium.
  • 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. It is at room temperature that the relative gain is the most important: as explained in the following examples and Tables 6, 7, 8, the elastic limit goes from about 190 MPa without magnesium to about 340 MPa with only 0.09% and then at over 390 MPa with 0.13%. If we consider the average results obtained with 0.09% and 0.13% magnesium, the gains observed on the yield strength and the resistance at ambient temperature are remarkable: 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%.
  • 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 8% in relative terms at 300 ° C.
  • the addition of magnesium remains beneficial at least up to 300 ° C., especially as the loss of elongation fades at these high temperatures.
  • the addition of magnesium considerably 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 therefore affect the hot stability, contrary to the philosophy that led to the definition of alloys AlCu5NiCoZr (203 according to A A) and AlCu5MnVZr (224 according to A A) conventional which are lacking magnesium.
  • the alloy according to the invention treated T7 can be compared with the AlSi7Cu3.5Mg0.15MnVZrTi also treated T7, which was also developed by the applicant and is its most creep-resistant knowledge of the series of aluminum silicon alloys considered in the previous table.
  • 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 resistance-ductility-creep tradeoffs quantified in the examples while having an industrially acceptable width is 0.08-0.20%, or even 0.09-1.03%.
  • Silicon It is generally harmful to ductility and can lower the burn temperature. On the other hand, it improves the foundry properties and in particular is likely, even at a low level, to reduce the feasibility, 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 we will generally prefer less than 0.20%, or even 0.06%.
  • Iron it is harmful to the ductility, but decreases against the çriquange, as also described in 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.
  • 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%.
  • 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 tightened to narrower subdomains of 0.08 - 0.25% and preferably 0.10 - 0.20%.
  • 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 - 0.25% and preferably 0.08 - 0.20% is retained.
  • 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.
  • the other elements are to be considered as impurities.
  • 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 FIG. 2. The burning temperatures observed corresponding to the melting peaks obviously depend on the magnesium content as shown in Table 5:
  • the burn temperature gradually shifts to lower temperatures when the Mg content increases from 0% to 0.09% and then to 0.13%.
  • 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 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.
  • Creep tests were conducted at 300 ° C under the following conditions:
  • test pieces with a diameter of 4 mm in the working zone were first preheated for 100 h at 300 ° C. in a separate oven, then placed on the creep machine and stabilized again for 1 ⁇ 2 hour. 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. under 30 MPa
  • 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.
  • the part is advantageously treated T7, even if a T6 treatment is also possible.
  • 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.
  • 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:

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 - 0.20 %, 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 < 0.15 %; et 0.05 % chacun, reste aluminium. Elle concerne plus particulièrement les culasses de moteurs à combustion interne diesel ou essence suralimentés.

Description

Pièce moulée en alliage d'aluminium au cuivre à haute résistance mécanique et au fluage à chaud
Domaine de l'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.
Etat de la technique
Sauf mention contraire, toutes les valeurs relatives à la composition chimique des alliages sont exprimées en pourcentages pondéraux.
Les alliages couramment utilisés pour les culasses des véhicules de grande série automobile sont 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 caractéristiques mécaniques, en particulier à chaud. Les principaux types utilisés sont les suivants : AlSi7Mg, AlSi7CuMg, AlSi(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 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 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 AlCu5 additionnés d'éléments favorisant la tenue à chaud comme Ni, Co, Ti, V et Zr : on note en particulier dans cette catégorie l'AlCu5NiCoZr et l'AlCu4NiTi. 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 (Rp0.2 (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
Figure imgf000004_0001
II 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 « Désignations 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
Figure imgf000004_0002
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 intersoupapes, 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.
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 - 300°C, et haute résistance au fluage à 300°C, température caractéristique notamment des pontets inter-soupapes, éléments particulièrement sollicités thermo- mécaniquement.
Les alliages AlCu5Mg classiques tels que l'AlCu5MgTi (désigné 204 suivant ΑΑ), et les A206 et B206 (suivant ΓΑΑ), 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 ΓΑΑ) mentionnés plus haut sont eux trop faibles et fragiles à température ambiante.
L'AlCu5MnVZr (ancien 224 suivant ΑΑ) 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 Rp0.2 = 280 MPa, à comparer avec 275 MPa pour l'AlSi7Cu0.5Mg0.3 T7 et 311 MPa pour l'AlSi5Cu3Mg 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 + Automobil) ;Diisseldorf ; FRG ; 3-4 Feb.1988, pp. 154 - 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.
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 - 0.06%,
Cu : 3.5 - 4.9 %, de préférence 3.8 - 4.9 % et plus préférentiellement 4.0 - 4.8 %,
Mn : < 0.70 %, de préférence 0.20 - 0.50 %, Mg : 0.05 - 0.20 %, de préférence 0.07 - 0.20 %, et plus préférentiellement 0.08 - 0.20 % et enfin de façon très préférentielle 0.09 - 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%,
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 - 0.20%, autres éléments au total < 0.15%; et 0.05 % chacun,
reste aluminium.
Description des figures
La figure 1 représente une grappe de quatre éprouvettes coulées en coquille 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%.
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
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 ΑΑ), et de résoudre ainsi le problème posé, ce notamment par l'addition d'une quantité limitée de magnésium.
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. C'est à température ambiante que le gain relatif est le plus important : comme exposé 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 : 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 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.
De plus, l'addition de magnésium améliore considérablement la tenue au fluage à 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'A A) et AlCu5MnVZr (224 suivant l'A A) 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.
Tableau 3
Figure imgf000007_0001
En ce qui concerne la tenue au fluage à 300°C, l'alliage selon l'invention traité T7 peut être comparé à l'AlSi7Cu3.5Mg0.15MnVZrTi 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'AlCu4.7MnMgVZrTi, 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 AlCu5MnVZrTi.
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. 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 - ductilité - fluage quantifié dans les exemples tout en ayant une largeur industriellement acceptable est 0.08 - 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 çriquabilité, 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 préférera généralement moins de 0.20%, voire de 0.06%.
Fer : il est néfaste à la ductilité, mais diminue par contre la çriquabilité, 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 préférera 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 - 4.9% et mieux 4.0 - 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 - 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 suivant l'invention, un niveau de 0.05 à 0.30% est prévu, qui pourra être resserré à des sous-domaines plus étroits de 0.08 - 0.25% et préférentiellement 0.10 - 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 - 0.25% et de préférence 0.08 - 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%.
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.
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.
Tableau 4
Figure imgf000010_0001
Ces alliages ont été affinés par addition d'AlTi5B (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 B 108 de diamètre ½" (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'échellel/2, la conception de l'éprouvette ASTM B 108.
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
Figure imgf000011_0001
La température de brûlure se décale progressivement vers les températures plus basses quand la teneur en Mg augmente de 0% à 0.09% puis 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 à l'état T7.
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 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 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
Figure imgf000012_0001
Tableau 7 : caractéristiques mécaniques à 250°C
Figure imgf000012_0002
Tableau 8 : caractéristiques mécaniques à 300°C
Figure imgf000012_0003
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 ½ 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
Figure imgf000013_0001
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 AlSi7Cu3.5MnVZrTI à différentes teneur en Mg.
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.
La pièce est avantageusement traitée T7, même si un traitement T6 est également envisageable.
Aussi, récemment, un nouveau procédé de fonderie nommé « Moulage par 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 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.
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.
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 ;
- 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.
La mise en œuvre de ce procédé permet avantageusement la production en grande 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.

Claims

Revendications
1. 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%
Fe : 0.02 - 0.30%
Cu : 3.5 - 4.9%
Mn : < 0.70%
Mg : 0.05 - 0.20%
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 < 0.15%, et inférieur à 0.05% chacun
reste aluminium.
2. Pièce moulée selon la revendication 1 caractérisée en ce que la teneur en magnésium est comprise entre 0.07 - 0.20%.
3. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 2 caractérisée en ce que la teneur en magnésium est comprise entre 0.08 - 0.20% et de préférence entre 0.09 - 0.13%.
4. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 3 caractérisée en ce que la teneur en cuivre est comprise entre 3.8 - 4.9% et de préférence entre 4.0 - 4.8%.
5. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en vanadium est comprise entre 0.08 - 0.25% et de préférence entre 0.10 - 0.20%.
6. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en zirconium est comprise entre 0.08 - 0.20%.
7. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en titane est comprise entre 0.05 - 0.25% et de préférence entre 0.10 - 0.20%.
8. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en silicium est comprise entre 0.02 - 0.20% et de préférence entre 0.02 - 0.06%.
9. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en fer est comprise entre 0.02 - 0.20%, de préférence entre 0.02 - 0.12% et plus préférentiellement entre 0.02 - 0.06%.
10. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en manganèse est comprise entre 0.20 - 0.50%.
1 1. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en zinc est inférieure à 0.10% et de préférence inférieure à 0.03%.
12. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes caractérisée en ce que la teneur en nickel est inférieure à 0.10% et de préférence inférieure à 0.03%.
13. Pièce moulée selon l'une des revendications précédentes ayant subi un traitement thermique du type T7 ou T6.
14. Insert comprenant une pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 13.
15. Insert selon la revendication 14, caractérisé en ce que ledit insert est essentiellement constitué par la pièce moulée.
16. Culasse comprenant une pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 13 ou un insert selon l'une quelconque des revendications 14 et 15.
17. Procédé pour mouler un insert selon l'une quelconque des revendications 14 et 15 ou une culasse selon la revendication 16, comprenant les étapes consistant à :
- fournir un moule formé à partir d'un agrégat et d'un liant hydrosoluble ;
- 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.
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