WO2018073533A1 - Toles minces en alliage aluminium-magnesium-scandium pour applications aerospatiales - Google Patents

Toles minces en alliage aluminium-magnesium-scandium pour applications aerospatiales Download PDF

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WO2018073533A1
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PCT/FR2017/052856
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Inventor
Bernard Bes
Jean-Christophe Ehrstrom
Gaëlle POUGET
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Constellium Issoire
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—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 magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the subject of the invention is a process for manufacturing wrought aluminum alloy and magnesium products, also known as aluminum alloy of the 5XXX series according to the Aluminum Association, more particularly Al alloy products. Containing high strength, high toughness and good workability.
  • the subject of the invention is also products that can be obtained by said process as well as the use of these products intended for transport and in particular for aeronautical and space construction.
  • Wrought aluminum alloy products are developed in particular to produce structural elements intended for the transport industry, in particular for the aeronautical industry and the space industry.
  • the performances of the products must be constantly improved and new alloys are developed to present, in particular, a high mechanical resistance, a low density, a high tenacity, an excellent resistance to corrosion and a very good aptitude for the implementation. form.
  • the shaping can be carried out hot, for example by creep forming, and the mechanical properties should not decrease at the end of this shaping.
  • US Pat. No. 5,624,632 describes an alloy of composition 3 - 7% by weight of magnesium, 0.03 - 0.2% by weight of zirconium, 0.2 - 1.2% by weight of manganese, up to 0.15% by weight of silicon and 0.05 - 0, 5% by weight of a dispersoid-forming element in the group scandium, erbium, yttrium, gadolinium, holmium and hafnium.
  • the patent application WO 01/12869 describes an alloy of composition in% by weight 1.0-8.0% Mg, 0.05-0.6% Se, 0.05-0.20% Hf and / or 0.05-0.20% Zr, 0.5-2.0% Cu and / or 0.5-2.0% Zn and in addition 0.1-0.8% by weight of Mn.
  • the patent application WO2007 / 020041 describes an alloy of composition, in% by weight, Mg 3.5 to 6.0, Mn 0.4 to 1.2, Fe ⁇ 0.5, Si ⁇ 0.5, Cu ⁇ 0.15, Zr ⁇ 0.5, Cr ⁇ 0.3, Ti 0.03 at 0.2, Se ⁇ 0.5, Zn ⁇ 1.7, Li ⁇ 0.5, Ag ⁇ 0.4, optionally one or more elements forming dispersoids in the group erbium, yttrium, hafnium, vanadium, each ⁇ 0.5% by weight.
  • a first object of the invention is a method of manufacturing a wrought aluminum alloy product in which:
  • Mn 0.3-0.8; preferably 0.5 - 0.7
  • Zr 0.07-0.15, preferably 0.08-0.12;
  • the said raw form is homogenized at a temperature of between 370 ° C. and 450 ° C., for a duration of between 2 and 50 hours, such that the time equivalent to 400 ° C. is between 5 and 100 hours,
  • a second subject of the invention is a wrought product made of aluminum alloy of composition, in% by weight,
  • Mn 0.3 - 0.8, preferably 0.5-0.7;
  • Zr 0.07-0.15, preferably 0.08-0.12;
  • the static mechanical characteristics in tension in other words the tensile strength R m , the conventional yield stress at 0.2% elongation R P o, 2, and the elongation at break A%, are determined by a tensile test according to standard NF EN ISO 6892-1 (2009), the sampling and the direction of the test being defined by the standard EN 485-1 (2016).
  • the toughness under plane stress is determined by means of a curve of the stress intensity factor KR as a function of the effective crack extension Aa s known as the curve R, according to ASTM E 561 (2010).
  • the critical stress intensity factor Kc in other words the intensity factor that makes the crack unstable, is calculated from the curve R.
  • the stress intensity factor Kco is also calculated by assigning the length from initial crack to critical load, at the beginning of the monotonic charge. These two values are calculated for a specimen of the required form.
  • Ka PP represents the Kco factor corresponding to the specimen that was used to perform the R curve test.
  • Kefr represents the Kc factor corresponding to the specimen that was used to perform the R curve test. the value of KR for an effective crack extension
  • the granular structure of the samples is characterized in the mid-thickness LxTC plane, t / 2, and is quantitatively evaluated after an anodic oxidation and polarized metallographic etching:
  • the term "essentially non-recrystallized" is used when the granular structure has no or few recrystallized grains, typically less than 20%, preferably less than 15% and even more preferably less than 10% of the grains are recrystallized;
  • recrystallized is used when the granular structure has a large proportion of recrystallized grains, typically more than 50%, preferably more than 60% and more preferably still more than 80% of the grains are recrystallized.
  • these structural elements include the elements that make up the fuselage (such as fuselage skin, (skin fuselage), stiffeners or stringers, bulkheads, frames circumferential frames, wings (such as upper or lower wing skin), stiffeners, ribs, floor (floor beams) and seat rails (seat tracks)) and the empennage composed in particular of horizontal and vertical stabilizers (horizontal or vertical stabilizers), as well as the doors.
  • fuselage such as fuselage skin, (skin fuselage), stiffeners or stringers, bulkheads, frames circumferential frames, wings (such as upper or lower wing skin), stiffeners, ribs, floor (floor beams) and seat rails (seat tracks)
  • empennage composed in particular of horizontal and vertical stabilizers (horizontal or vertical stabilizers), as well as the doors.
  • the present inventors have found that for a composition according to the invention, it is possible to obtain, by controlling the homogenization conditions, an advantageous wrought product, the mechanical properties of which have a compromise between mechanical strength and toughness useful for aeronautical construction and whose properties are stable after heat treatment corresponding to hot forming conditions.
  • an aluminum-based liquid metal bath is produced with a composition, in% by weight, Mg: 3.8-4.2; Mn: 0.3 - 0.8, preferably 0.5-0.7; Se, 0.1-0.3; Zn: 0.1 -0.4; Ti: 0.01 - 0.05, preferably 0.015-0.030; Zr: 0.07-0.15, preferably 0.08-0.12; Cr: ⁇ 0.01; Fe: ⁇ 0.15; If ⁇ 0.1 other elements ⁇ 0.05 each and ⁇ 0.15 in combination, remain aluminum.
  • composition according to the invention is remarkable because of a small addition of titanium of 0.01-0.05 and preferably 0.015-0.030% by weight and preferably 0.018-0.024% by weight and absence of chromium addition, the content of which is less than 0.01% by weight.
  • High static mechanical properties Rp0.2, Rm
  • the addition of Mn, Se, Zn and Zr is necessary to achieve the desired compromise between strength, toughness and hot workability.
  • the iron content is kept below 0.15% by weight and preferably below 0.1% by weight.
  • the silicon content is kept below 0.1% by weight and preferably below 0.05% by weight.
  • the presence of iron and silicon above the maximums indicated has an adverse impact especially on toughness.
  • the other elements are impurities, that is to say elements whose presence is not intentional, their presence must be limited to 0.05% each and 0.15% in combination and preferably to 0.03%. each and 0.10% in combination.
  • said crude form is homogenized at a temperature of between 370 ° C. and 450 ° C., for a period of between 2 and 50 hours, such that the time equivalent to 400 ° C. is between 5 and 100 hours,
  • the homogenization time is between 5 and 30 hours.
  • the time equivalent to 400 ° C is between 6 and 30 hours.
  • a too low temperature and / or homogenization time do not allow to form dispersoids to control the recrystallization.
  • temperature and / or homogenization time are too high, the properties obtained are not stable at the typical hot forming temperature of 300 - 350 ° C, especially since the products recrystallize.
  • the hot deformation can be carried out directly after homogenization without cooling to room temperature, the initial temperature of hot deformation to be between 350 and 450 ° C.
  • the raw form can be cooled to ambient temperature after homogenization and the raw form can be heated to an initial heat distortion temperature of between 350 and 450 ° C.
  • reheating it should be ensured that the time equivalent to 400 ° C during reheating is low, typically less than 10%, compared with the equivalent time at 400 ° C during homogenization.
  • the temperature of the metal may in some cases increase, however it should be ensured that the time equivalent to 400 ° C during the hot deformation is low, typically less than 10%, compared with the equivalent time at 400 ° C during homogenization. In any case, it is preferable that the temperature during hot deformation does not exceed 460 ° C and preferably does not exceed 440 ° C.
  • the wrought is made by rolling to obtain a sheet. According to this first mode, the final thickness of the sheet obtained is less than 12 mm.
  • the wrought is made by extrusion to obtain a profile.
  • the heat deformation is typically carried out to a thickness of about 4 mm and then the cold deformation for a thickness of between 0.5 and 4 mm.
  • the permanent deformation is typically less than 2%, preferably about 1%.
  • an annealing is carried out at a temperature of between 300 ° C. and 350 ° C.
  • the duration of the annealing is typically between 1 and 4 hours.
  • This annealing mainly has a function of stabilizing the mechanical properties so that they do not evolve during subsequent shaping at a similar temperature.
  • the products according to the invention have the advantage of having very stable mechanical properties at this temperature.
  • the static mechanical property variation is at most 10% and preferably at most 6% after annealing between 300 and 350 ° C.
  • the static mechanical property variation is at most 40% and preferably at most 30% after annealing between 300 and 350 ° C .
  • the process according to the invention it is therefore possible in the context of the process according to the invention not to perform stabilization annealing and proceed directly to the shaping, in particular for products whose final thickness is obtained by hot rolling. Thanks to the process according to the invention, the products according to the invention retain a substantially non-recrystallized granular structure after annealing between 300 and 350 ° C.
  • the sheets having a thickness of less than 12 mm obtained by the process according to the invention are advantageous, preferably having the following characteristics:
  • the sheets with a thickness of less than 4 mm obtained by the process according to the invention have a conventional yield strength measured at 0.2% of elongation in the TL direction of at least 300 MPa, and preferably of at least 320 MPa, these properties being achieved even in the case where the optional annealing step at a temperature between 300 ° C and 350 ° C is performed.
  • the sheets according to the invention preferably have advantageous toughness properties, in particular:
  • the products according to the invention can be shaped at a temperature between 300 ° C and 350 ° C to obtain structural elements for aircraft, preferably fuselage elements.
  • a conventional yield stress measured at 0.2% LT elongation is at least 250 MPa, and preferably at least 260 MPa and / or
  • a conventional yield strength measured at 0.2% elongation in the L direction is at least 260 MPa, and preferably at least 270 MPa.
  • Table 1 Composition in% by weight (spectrophotometer analysis of optical spark emissions, S-OES).
  • the alloy plate A was homogenized for 5 h at 445 ° C. while the alloy plate B was homogenized for 15 h at 515 ° C.
  • the plates thus homogenized were hot rolled directly after homogenization with a hot rolling start temperature of 415 ° C for plate A and 480 ° C for plate B, to obtain sheets having a thickness of 4 mm.
  • Table 2 Static mechanical characteristics obtained for the various sheets in the state such as hot rolled (LAC) and in the annealed state (4h at 325 ° C).
  • the 4 mm sheets were cold-rolled to a thickness of 2 mm in three passes without intermediate heat treatment, and were then planed. Different Heat treatments were performed after cold rolling. The results of tensile mechanics are shown in Table 3.
  • Table 3 Static mechanical characteristics obtained for the different cold-rolled sheets which have undergone annealing under different conditions.
  • Table 4 presents the results of the microstructural observations of sheets of composition A and B in the cold rolling raw states and after annealing treatment (2h 325 ° C.).
  • Table 5 Conditions of transformation of different blocks of alloy A 0 The mechanical properties were measured on the sheets such as rolled or having undergone a treatment. The results are shown in Table 6
  • Table 6 Static mechanical characteristics obtained for the various sheets in the state such as hot rolled (LAC) and in the annealed state (4h at 325 ° C).
  • the products obtained by the process according to the invention (CD3, CF1, CF2, CF3) have advantageous mechanical characteristics, especially Rp0.2 in the L direction of at least 260 MPa after LAC and after annealing for 4 hours at 325.

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Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication d'un produit corroyé en alliage d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 3,8-4,2; Mn : 0,3 –0,8 et de préférence 0,5-0,7; Sc : 0,1-0,3;Zn : 0,1-0,4;Ti : 0,01 –0,05; Zr : 0,07 –0,15; Cr : ˂ 0,01;Fe : < 0,15;Si < 0,1;dans lequel l'homogénéisation est effectuée à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures, et la déformation à chaud est réalisée avec une température initiale comprise entre 350°C et 450 °C. L'invention concerne également les produits corroyés obtenus par le procédé selon l'invention, notamment les tôles dont l'épaisseur est inférieure à 12 mm. Les produits selon l'invention sont avantageux car ils présentent un compromis amélioré en termes de résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud.

Description

TOLES MINCES EN ALLIAGE ALUMINIUM-MAGNESIUM-SCANDIUM POUR APPLICATIONS AEROSPATIALES
Domaine de l'invention
L'invention a pour objet un procédé de fabrication de produits corroyés en alliage d'aluminium et de magnésium, connus également sous le nom d'alliage d'aluminium de la série 5XXX selon l'Aluminium Association, plus particulièrement des produits en alliage Al-Mg contenant du Se présentant une résistance mécanique élevée, une ténacité élevée et une bonne aptitude à la mise en forme. L'invention a également pour objet des produits susceptibles d'être obtenus par ledit procédé ainsi que l'utilisation de ces produits destinés aux transports et en particulier à la construction aéronautique et spatiale.
Etat de la technique
Des produits corroyés en alliage d'aluminium sont développés notamment pour produire des éléments de structure destinés à l'industrie du transport, en particulier à l'industrie aéronautique et à l'industrie spatiale. Pour ces industries, les performances des produits doivent sans cesse être améliorées et de nouveaux alliages sont développés pour présenter notamment une résistance mécanique élevée, une faible densité, une ténacité élevée, une excellente résistance à la corrosion et une très bonne aptitude à la mise en forme. En particulier, la mise en forme peut être réalisée à chaud, par exemple par fluage (creep forming), et les propriétés mécaniques ne doivent pas diminuer à l'issue de cette mise en forme.
Les alliages Al-Mg ont été intensivement étudiés dans l'industrie du transport, notamment du transport routier et maritime, en raison de leurs excellentes propriétés d'emploi telles que la soudabilité, la résistance à la corrosion et la formabilité, notamment dans les états peu écrouis tels que l'état O et l'état Hl 1 1. Ces alliages présentent cependant une résistance mécanique relativement faible pour l'industrie aéronautique et l'industrie spatiale.
Le brevet US 5,624,632 décrit un alliage de composition 3 - 7 % en poids de magnésium, 0.03 - 0.2 % en poids de zirconium, 0.2 - 1.2 % en poids de manganèse, jusque 0.15 % en poids de silicium et 0,05 - 0,5 % en poids d'un élément formant des dispersoïdes dans le groupe scandium, erbium, yttrium, gadolinium, holmium et hafnium.
Le brevet US 6,695,935 décrit un alliage de composition, en % en poids, Mg 3.5-6.0, Mn 0.4-1.2, Zn 0.4-1.5, Zr 0.25 max., Cr 0.3 max., Ti 0.2 max., Fe 0.5 max., Si 0.5 max., Cu 0.4 max, un ou plusieurs éléments dans le groupe: Bi 0.005-0.1 , Pb 0.005-0.1, Sn 0.01-0.1 , Ag 0.01 -0.5, Se 0.01-0.5, Li 0.01-0.5, V 0.01 -0.3, Ce 0.01 -0.3, Y 0.01-0.3, and Ni 0.01 -0.3.
La demande de brevet WO 01/12869 décrit un alliage de composition en % en poids 1.0-8.0 % Mg, 0.05-0,6 % Se, 0.05-0.20 % Hf et/ou 0.05-0.20 % Zr, 0.5-2.0 % Cu et/ou 0.5-2.0 % Zn et en addition 0.1-0.8 % en poids de Mn.
La demande de brevet WO2007/020041 décrit un alliage de composition, en % en poids, Mg 3.5 à 6.0, Mn 0.4 à 1.2, Fe < 0.5, Si < 0.5, Cu < 0.15, Zr < 0.5, Cr < 0.3, Ti 0.03 à 0.2, Se < 0.5, Zn < 1.7, Li < 0.5, Ag < 0.4, optionnellement un ou plusieurs éléments formant des dispersoïdes dans le groupe erbium, yttrium, hafnium, vanadium, chacun < 0.5 % en poids.
Les produits décrits dans ces brevets ne sont pas suffisants en termes de compromis entre résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. En particulier, il est important que les propriétés mécaniques ne diminuent pas après un traitement thermique à 300 - 350 °C, température typique de la température de mise en forme.
Il existe donc un besoin pour des produits corroyés en alliage Al-Mg présentant une faible densité ainsi que des propriétés améliorées par rapport à celles des produits connus, en particulier en termes de résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. De tels produits doivent de plus pouvoir être obtenus selon un procédé de fabrication fiable, économique et facilement adaptable à une ligne de fabrication conventionnelle.
Objet de l'invention
Un premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'un produit corroyé en alliage d'aluminium dans lequel :
a) on élabore un bain de métal liquide à base d'aluminium de composition, en % en poids,
Mg : 3,8-4,2 ;
Mn : 0,3-0,8 ; de préférence 0,5 - 0,7
Se : 0,1-0,3 ;
Zn : 0,1-0,4 ;
Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ;
Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ;
Cr : < 0,01 ;
Fe : < 0,15 ;
Si < 0,1 ;
autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association, reste aluminium ;
b) on coule une forme brute à partir dudit bain de métal ;
c) on homogénéise la dite forme brute à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures,
le temps équivalent t(eq) à 400 °C étant défini par la formule :
Figure imgf000004_0001
dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue avec le temps t (en heures) et Tref est une température de référence de 400 °C (673 K), t(eq) étant exprimé en heures, la constante Q/R = 29122 K étant dérivée de l'énergie d'activation pour la diffusion du Zr, Q = 242000 J/mol, d) on déforme à chaud avec une température initiale comprise entre 350°C et 450 °C et on déforme optionnellement à froid la forme brute ainsi homogénéisée ; e) optionnellement on effectue un planage et/ou un redressage
f) optionnellement on réalise un recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C.
Un second objet de l'invention est un produit corroyé en alliage d'aluminium de composition, en % en poids,
Mg : 3,8-4,2 ;
Mn : 0,3 - 0,8 de préférence 0,5-0,7 ;
Se : 0,1-0,3 ;
Zn : 0,1 -0,4 ;
Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ;
Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ;
Cr : < 0,01 ;
Fe : < 0,15 ;
Si < 0,1 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium.
susceptible d'être obtenu par le procédé selon l'invention.
Description de l'invention Sauf mention contraire, toutes les indications concernant la composition chimique des alliages sont exprimées comme un pourcentage en poids basé sur le poids total de l'alliage. A titre d'exemple, l'expression 1 ,4 Cu signifie que la teneur en cuivre exprimée en % en poids est multipliée par 1 ,4. La désignation des alliages se fait en conformité avec les règlements de « The Aluminium Association », connus de l'homme du métier. Les définitions des états métallurgiques sont indiquées dans la norme européenne EN 515 (1993). Les caractéristiques mécaniques statiques en traction, en d'autres termes la résistance à la rupture Rm, la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2% d'allongement RPo,2, et l'allongement à la rupture A%, sont déterminés par un essai de traction selon la norme NF EN ISO 6892-1 (2009), le prélèvement et le sens de l'essai étant définis par la norme EN 485-1 (2016).
La ténacité sous contrainte plane est déterminée grâce à une courbe du facteur d'intensité de contrainte KR en fonction de l'extension de fissure effective Aa^s connue comme la courbe R, selon la norme ASTM E 561 (2010). Le facteur d'intensité de contrainte critique Kc, en d'autres termes le facteur d'intensité qui rend la fissure instable, est calculé à partir de la courbe R. Le facteur d'intensité de contrainte Kco est également calculé en attribuant la longueur de fissure initiale à la charge critique, au commencement de la charge monotone. Ces deux valeurs sont calculées pour une éprouvette de la forme requise. KaPP représente le facteur Kco correspondant à l'éprouvette qui a été utilisée pour effectuer l'essai de courbe R. Kefr représente le facteur Kc correspondant à l'éprouvette qui a été utilisée pour effectuer l'essai de courbe R. KR60 correspond à la valeur de KR pour une extension de fissure effective
Figure imgf000006_0001
Dans le cadre de l'invention, la structure granulaire des échantillons est caractérisée dans le plan LxTC à mi-épaisseur, t/2, et est évaluée quantitativement après une attaque métallographique de type oxydation anodique et sous lumière polarisée :
_ le terme « essentiellement non-recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire ne présente pas ou peu de grains recristallisés, typiquement moins de 20%, préférentiellement moins de 15% et plus préférentiellement encore moins de 10% des grains sont recristallisés;
_ le terme « recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire présente une proportion importante de grains recristallisés, typiquement plus de 50%, préférentiellement plus de 60% et plus préférentiellement encore plus de 80% des grains sont recristallisés.
Sauf mention contraire, les définitions de la norme EN 12258-1 (1998) s'appliquent. Dans le cadre de la présente invention, on appelle « élément de structure » ou « élément structural » d'une construction mécanique une pièce mécanique pour laquelle les propriétés mécaniques statiques et/ou dynamiques sont particulièrement importantes pour la performance de la structure et pour laquelle un calcul de structure est habituellement prescrit ou réalisé. Il s'agit typiquement d'éléments dont la défaillance est susceptible de mettre en danger la sécurité de ladite construction, de ses utilisateurs, de ses usagers ou d'autrui. Pour un avion, ces éléments de structure comprennent notamment les éléments qui composent le fuselage (tels que la peau de fuselage, (fuselage skin en anglais), les raidisseurs ou lisses de fuselage (stringers), les cloisons étanches (bulkheads), les cadres de fuselage (circumferential frames), les ailes (tels que la peau de voilure extrados ou intrados (upper or lower wing skin), les raidisseurs (stringers ou stiffeners), les nervures (ribs), les longerons (spars), les profilés de plancher (floor beams) et les rails de sièges (seat tracks)) et l'empennage composé notamment de stabilisateurs horizontaux et verticaux (horizontal or vertical stabilisers), ainsi que les portes.
Les présents inventeurs ont constaté que pour une composition selon l'invention, il est possible d'obtenir en contrôlant les conditions d'homogénéisation un produit corroyé avantageux, dont les propriétés mécaniques présentent un compromis entre résistance mécanique et ténacité utile pour la construction aéronautique et dont les propriétés sont stables après un traitement thermique correspondant à des conditions de mises en forme à chaud.
Selon l'invention, on élabore un bain de métal liquide à base d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 3,8-4,2 ; Mn : 0,3 - 0,8 de préférence 0,5-0,7 ; Se : 0,1-0,3 ; Zn : 0,1 -0,4 ; Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ; Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ; Cr : < 0,01 ; Fe : < 0,15 ; Si < 0,1 autres éléments <0,05 chacun et <0,15 en association, reste aluminium. La composition selon l'invention est remarquable du fait d'une faible addition de titane de 0,01 - 0,05 et de préférence de 0,015 à 0,030 % en poids et de manière préférée de 0,018 à 0,024 % en poids et par l'absence d'addition de chrome, dont la teneur est inférieure à 0,01 % en poids. Des propriétés mécaniques statiques élevées (Rp0.2, Rm) sont obtenues malgré ces faibles additions car les conditions d'homogénéisation sont soigneusement contrôlées. Ainsi, de façon surprenante, il est possible d'éviter la recristallisation lors de la mise en forme à chaud avec de faibles additions de titane et en l'absence d'addition de chrome, et d'atteindre simultanément des propriétés mécaniques statiques élevées, ce qui pourrait être obtenu notamment par de fortes additions de Cr et Ti, et une ténacité élevée.
L'addition de Mn, Se, Zn et Zr est nécessaire pour obtenir le compromis souhaité entre résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. La teneur en fer est maintenue inférieure à 0,15 % en poids et de préférence inférieure à 0,1 % en poids. La teneur en silicium est maintenue inférieure à 0,1 % en poids et de préférence inférieure à 0,05 % en poids. La présence de fer et de silicium au-delà des maxima indiqués a un impact défavorable notamment sur la ténacité. Les autres éléments sont des impuretés c'est-à-dire des éléments dont la présence n'est pas intentionnelle, leur présence doit être limitée à 0,05 % chacun et 0,15 % en association et de préférence à 0,03 % chacun et 0,10 % en association.
Selon l'invention, on homogénéise la dite forme brute à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures,
le temps équivalent t(eq) à 400 °C étant défini par la formule :
Figure imgf000008_0001
dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue avec le temps t (en heures) et Tref est une température de référence de 400 °C (673 K), t(eq) étant exprimé en heures, la constante Q/R = 29122 K étant dérivée de l'énergie d'activation pour la diffusion du Zr, Q = 242000 J/mol.
De préférence la durée d'homogénéisation est comprise entre 5 et 30 heures. De manière avantageuse le temps équivalent à 400 °C est compris entre 6 et 30 heures.
Une trop faible température et/ou durée d'homogénéisation ne permettent pas de former des dispersoïdes pour contrôler la recristallisation. De façon surprenante, lorsque température et/ou durée d'homogénéisation sont trop élevées, les propriétés obtenues ne sont pas stables à la température typique de mise en forme à chaud de 300 - 350 °C, notamment car les produits recristallisent.
La déformation à chaud peut être réalisée directement après l'homogénéisation sans refroidissement jusqu'à température ambiante, la température initiale de déformation à chaud devant être comprise entre 350 et 450 °C. Alternativement, on peut refroidir la forme brute jusqu'à température ambiante après homogénéisation et réchauffer la forme brute jusqu'à une température initiale de déformation à chaud comprise entre 350 et 450 °C. Dans le cas d'un réchauffage, il convient de veiller à ce que le temps équivalent à 400 °C lors du réchauffage soit faible, typiquement inférieur à 10%, en comparaison avec le temps équivalent à 400 °C lors de l'homogénéisation.
Lors de la déformation à chaud, la température du métal peut dans certains cas augmenter, cependant il convient de veiller à ce que le temps équivalent à 400 °C lors de la déformation à chaud soit faible, typiquement inférieur à 10%, en comparaison avec le temps équivalent à 400 °C lors de l'homogénéisation. Il est en tous cas préférable que la température lors de la déformation à chaud ne dépasse pas 460 °C et de préférence ne dépasse pas 440 °C. Après déformation à chaud on peut réaliser une déformation à froid. Dans un premier mode de réalisation, le corroyage est réalisé par laminage pour obtenir une tôle. Selon ce premier mode l'épaisseur finale de la tôle obtenue est inférieure à 12 mm.
Dans un second mode de réalisation, le corroyage est réalisé par extrusion pour obtenir un profilé.
Dans le premier mode de réalisation, on réalise typiquement la déformation à chaud jusqu'à une épaisseur d'environ 4 mm puis la déformation à froid pour une épaisseur comprise entre 0,5 et 4 mm.
Après déformation à chaud et optionnellement à froid, il peut être avantageux d'effectuer un planage et/ou un redressage. Lors des opérations de planage et/ou de redressage, la déformation permanente est typiquement inférieure à 2%, de préférence d'environ 1%.
Optionnellement on réalise un recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C. La durée du recuit est typiquement comprise entre 1 et 4 heures. Ce recuit a principalement une fonction de stabilisation des propriétés mécaniques de façon à ce qu'elles n'évoluent pas lors d'une mise en forme ultérieure à une température voisine. Les produits selon l'invention présentent l'avantage d'avoir des propriétés mécaniques très stables à cette température. Ainsi pour les produits dont l'épaisseur finale de 4 à 6 mm est obtenue par laminage à chaud, la variation de propriété mécanique statique est au plus de 10% et de préférence au plus de 6% après un recuit entre 300 et 350 °C et pour les produits dont l'épaisseur finale d'environ 2 mm est obtenue par laminage à froid, la variation de propriété mécanique statique est au plus de 40% et de préférence au plus de 30% après un recuit entre 300 et 350 °C. Il est donc possible dans le cadre du procédé selon l'invention de ne pas réaliser de recuit de stabilisation et de procéder directement à la mise en forme, en particulier pour les produits dont l'épaisseur finale est obtenue par laminage à chaud. Grâce au procédé selon l'invention, les produits selon l'invention conservent une structure granulaire essentiellement non-recristallisée après un recuit entre 300 et 350 °C.
Les tôles d'épaisseur inférieure à 12 mm obtenues par le procédé selon l'invention sont avantageuses, ayant de préférence les caractéristiques suivantes :
(a) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou
(b) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa, ces propriétés étant atteintes même dans le cas où l'étape optionnelle de recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C est effectuée.
Avantageusement les tôles d'épaisseur inférieure à 4 mm obtenues par le procédé selon l'invention ont une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL d'au moins 300 MPa, et de préférence d'au moins 320 MPa, ces propriétés étant atteintes même dans le cas où l'étape optionnelle de recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C est effectuée. Les tôles selon l'invention présentent de manière préférée des propriétés de ténacité avantageuses, notamment :
(c) une ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens L-T (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aa^s de 60 mm d'au moins 155 MPa m , et de préférence d'au moins 165 MPaVm et/ou
(d) une ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens T-L (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aaeff de 60 mm d'au moins 160 MPa m , et de préférence d'au moins 170 MPaVm .
De préférence, pour les produits selon l'invention, la ténacité KR dans le sens T-L est supérieure à celle dans le sens L-T.
De préférence la ténacité Kapp, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens T-L (avec 2ao = 253 mm), est d'au moins 125 MPa , et de préférence d'au moins 130 MPa
Les produits selon l'invention peuvent être mis en forme à une température comprise entre 300 °C et 350 °C pour obtenir des éléments de structure pour avion, de préférence des éléments de fuselage.
Les éléments de fuselage d'aéronef selon l'invention sont avantageux car ils présentent
(a) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL est d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou
(b) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L est d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa. Exemples Exemple 1
Plusieurs plaques d'épaisseur 400 mm dont la composition est donnée dans le tableau 1 ont été coulées. Si Fe Cr Mn Mg Zn Ti Zr Sc
A 0,02 0,05 <0,01 0,62 4,05 0,28 0,023 0,10 0,19
B 0,02 0,04 <0,01 0,59 3,99 0,29 0,038 0,10 0,19
Tableau 1 : Composition en % en poids (analyse par spectro mètre d'émissions optiques à étincelles, S-OES).
La plaque en alliage A a été homogénéisée 5h à 445°C tandis que la plaque en alliage B a été homogénéisée 15h à 515 °C. Les plaques ainsi homogénéisées ont été laminées à chaud directement après homogénéisation avec une température de début de laminage à chaud de 415 °C pour la plaque A et de 480 °C pour la plaque B, pour obtenir des tôles ayant une épaisseur de 4 mm.
Les caractéristiques mécaniques statiques en traction de la tôle en alliage A sont restées élevées tant à l'état tel que laminé à chaud (LAC) qu'à l'état recuit (traitement de recuit de 4h à 325°C) tandis que celles de la tôle en alliage B ont chuté après recuit.
Figure imgf000012_0001
Tableau 2 : Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles à l'état tel que laminé à chaud (LAC) et à l'état recuit (4h à 325°C).
Les tôles de 4 mm ont été laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 2 mm en trois passes sans traitement thermique intermédiaire, puis ont subi un planage. Différents traitement thermiques ont été réalisés après laminage à froid. Les résultats des mécaniques en traction sont présentés dans le tableau 3.
Figure imgf000013_0001
Tableau 3 : Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles laminées à froid et ayant subi un recuit dans différentes conditions.
La structure granulaire des tôles a été observée après une attaque métallographique de type oxydation anodique et sous lumière polarisée après laminage à froid (LAF) ou après laminage à froid et recuit de 2h à 325 °C.
Une évaluation qualitative de la microstructure a été réalisée :
Le tableau 4 présente les résultats des observations microstructurales des tôles de composition A et B aux états brut de laminage à froid et après traitement de recuit (2h 325°C).
Figure imgf000013_0002
Tableau 4 : Microstructure (plan LxTC, à mi-épaisseur) des tôles
L'alliage A selon l'invention présente une excellente résistance à la recristallisation. Exemple 2
Dans cet exemple, on a étudié l'effet des conditions d'homogénéisation avant déformation à chaud sur les propriétés mécaniques. Des blocs en alliage A de dimension 5 250 x 180 x 120 mm ont été laminés à chaud dans différentes conditions, jusqu'à une épaisseur de 8 ou 12 mm. Les conditions sont décrites dans le Tableau 5
Figure imgf000014_0001
Tableau 5 : Conditions de transformation de différents blocs en alliage A 0 Les propriétés mécaniques ont été mesurées sur les tôles telles que laminées ou ayant subi un traitement. Les résultats sont présentés dans le tableau 6
Figure imgf000014_0002
Tableau 6 Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles à l'état tel que laminé à chaud (LAC) et à l'état recuit (4h à 325°C).
5 Les produits obtenus par le procédé selon l'invention (CD3, CFl , CF2, CF3) présentent des caractéristiques mécaniques avantageuses, notamment Rp0.2 dans le sens L d'au moins 260 MPa après LAC et après recuit de 4h à 325.

Claims

Revendications
1. Procédé de fabrication d'un produit corroyé en alliage d'aluminium dans lequel : a) on élabore un bain de métal liquide à base d'aluminium de composition, en % en poids,
Mg : 3,8-4,2 ;
Mn : 0,3 - 0,8 et de préférence 0,5-0,7 ;
Se : 0,1-0,3 ;
Zn : 0,1-0,4 ;
Ti : 0,01 - 0,05 et de préférence 0,015-0,030 ;
Zr : 0,07 - 0,15 et de préférence 0,08-0,12 ;
Cr : < 0,01 ;
Fe : < 0,15 ;
Si < 0,1 ;
autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association, reste aluminium ;
on coule une forme brute à partir dudit bain de métal ;
on homogénéise la dite forme brute à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures,
le temps équivalent t(eq) à 400 °C étant défini par la formule :
Figure imgf000016_0001
dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue avec le temps t (en heures) et Tref est une température de référence de 400 °C
(673 K), t(eq) étant exprimé en heures, la constante Q/R = 29122 K étant dérivée de l'énergie d'activation pour la diffusion du Zr, Q = 242000 J/mol,
on déforme à chaud avec une température initiale comprise entre 350°C et 450
°C et on déforme optionnellement à froid la forme brute ainsi homogénéisée ; optionnellement on effectue un planage et/ou un redressage
optionnellement on réalise un recuit à une température comprise entre 300 °C et
350 °C.
2. Procédé selon la revendication 1 dans lequel la durée d'homogénéisation est comprise entre 5 et 30 heures.
3. Procédé selon une quelconque des revendications 1 à 2 dans lequel le corroyage est réalisé par laminage pour obtenir une tôle et dans lequel l'épaisseur finale de la tôle obtenue est inférieure à 12 mm.
4. Procédé selon une quelconque des revendications 1 à 2 dans lequel le corroyage est réalisé par extrusion pour obtenir un profilé.
5. Produit corroyé en alliage d'aluminium de composition, en % en poids,
Mg : 3,8-4,2 ;
Mn : 0,3 - 0,8 et de préférence 0,5-0,7 ;
Se : 0,1-0,3 ;
Zn : 0,1-0,4 ;
Ti : 0,01 - 0,05 et de préférence 0,015-0,030 ;
Zr : 0,07 - 0,15 et de préférence 0,08-0,12 ;
Cr : < 0,01 ;
Fe : < 0,15 ;
Si < 0,1 ;
autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium, susceptible d'être obtenu par le procédé selon une quelconque des revendications 1 à 4.
6. Produit corroyé selon la revendication 5 sous forme de tôle d'épaisseur inférieure à 12 mm susceptible d'être obtenue par le procédé selon la revendication 3, caractérisée en ce que
(a) sa limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL est d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou (b) sa limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L est d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa.
7. Tôle selon la revendication 6 caractérisée en ce que
(c) sa ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens L-T (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aa^s de 60 mm d'au moins 155 MPaVm , et de préférence d'au moins 165 MPaVm et/ou
(d) sa ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens T-L (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aa^s de 60 mm d'au moins 160 MPaVm , et de préférence d'au moins 170 MPaVm .
8. Procédé selon une quelconque des revendications 1 à 4 dans lequel à l'issue de l'étape f on réalise une mise en forme à une température comprise entre 300 °C et 350 °C.
9. Elément de fuselage d'aéronef susceptible d'être obtenu selon le procédé selon la revendication 8 caractérisé en ce que
(a) sa limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL est d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou
(b) sa limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L est d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3683327A1 (fr) 2019-01-17 2020-07-22 Aleris Rolled Products Germany GmbH Procédé de fabrication d'un produits en alliage de la série almgsc
RU2779736C1 (ru) * 2019-01-17 2022-09-12 Алерис Роллд Продактс Джермани Гмбх Способ изготовления изделия из сплава серии almgsc

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2735846C1 (ru) * 2019-12-27 2020-11-09 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Сплав на основе алюминия
RU2734675C1 (ru) * 2020-05-21 2020-10-21 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Самарский федеральный исследовательский центр Российской академии наук (СамНЦ РАН) Способ изготовления катаных изделий из термически неупрочняемых сплавов системы алюминий-магний и изделие, полученное указанным способом
US20220195561A1 (en) * 2020-12-21 2022-06-23 Divergent Technologies, Inc. 3-d printable alloys
CN115287504B (zh) * 2022-08-23 2023-05-19 中南大学 一种轻质Al-Sc-Zr-Y-O耐热铝合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5624632A (en) 1995-01-31 1997-04-29 Aluminum Company Of America Aluminum magnesium alloy product containing dispersoids
WO2001012869A1 (fr) 1999-08-12 2001-02-22 Kaiser Aluminium & Chemical Corporation Alliages d'aluminium-magnesium-scandium avec du zinc et du cuivre
US6695935B1 (en) 1999-05-04 2004-02-24 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Exfoliation resistant aluminium magnesium alloy
WO2007020041A2 (fr) 2005-08-16 2007-02-22 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Alliage al-mg soudable a haute resistance
FR2889852A1 (fr) * 2005-08-16 2007-02-23 Corus Aluminium Walzprod Gmbh Alliage d'aluminium al-mg soudable et tres resistant, et produit en un tel alliage

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2352333C (fr) 1998-12-18 2004-08-17 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Procede de fabrication d'un produit d'alliage aluminium-magnesium-lithium
ES2286556T3 (es) * 2003-05-20 2007-12-01 Aleris Aluminum Duffel Bvba Aleacion de aluminio forjado.
DE10352932B4 (de) * 2003-11-11 2007-05-24 Eads Deutschland Gmbh Aluminium-Gusslegierung
RU2280705C2 (ru) * 2004-09-15 2006-07-27 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Сплав на основе алюминия и изделие из него
CN102639733A (zh) 2009-07-24 2012-08-15 美铝公司 改进的5xxx铝合金和由其制成的形变铝合金产品
WO2012058542A2 (fr) 2010-10-29 2012-05-03 Alcoa Inc. Alliages d'aluminium 5xxx améliorés, et leurs procédés de production
FR2969177B1 (fr) 2010-12-20 2012-12-21 Alcan Rhenalu Alliage aluminium cuivre lithium a resistance en compression et tenacite ameliorees
FR2975403B1 (fr) * 2011-05-20 2018-11-02 Constellium Issoire Alliage aluminium magnesium lithium a tenacite amelioree
FR2981365B1 (fr) 2011-10-14 2018-01-12 Constellium Issoire Procede de transformation ameliore de toles en alliage al-cu-li
KR101246106B1 (ko) * 2012-06-13 2013-03-20 주식회사 대호에이엘 자동차 내,외장재용 알루미늄합금판 및 그 제조방법
FR3026411B1 (fr) * 2014-09-29 2018-12-07 Constellium France Procede de fabrication de produits en alliage aluminium magnesium lithium
KR20170067810A (ko) * 2014-09-29 2017-06-16 콩스텔리움 이수와르 알루미늄-마그네슘-리튬 합금으로 제조되는 전신 제품

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5624632A (en) 1995-01-31 1997-04-29 Aluminum Company Of America Aluminum magnesium alloy product containing dispersoids
US6695935B1 (en) 1999-05-04 2004-02-24 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Exfoliation resistant aluminium magnesium alloy
WO2001012869A1 (fr) 1999-08-12 2001-02-22 Kaiser Aluminium & Chemical Corporation Alliages d'aluminium-magnesium-scandium avec du zinc et du cuivre
WO2007020041A2 (fr) 2005-08-16 2007-02-22 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Alliage al-mg soudable a haute resistance
FR2889852A1 (fr) * 2005-08-16 2007-02-23 Corus Aluminium Walzprod Gmbh Alliage d'aluminium al-mg soudable et tres resistant, et produit en un tel alliage

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
DOMACK M S ET AL: "EVALUATION OF SC-BEARING ALUMINUM ALLOY C557 FOR AEROSPACE APPLICATIONS", NASA TECHNICAL MEMORANDUM, SCIENTIFIC AND TECHNICAL INFORMATION, HANOVER, MD, US, vol. 2002-211633, 1 April 2002 (2002-04-01), pages 1 - 14, XP001205131, ISSN: 0499-9320 *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3683327A1 (fr) 2019-01-17 2020-07-22 Aleris Rolled Products Germany GmbH Procédé de fabrication d'un produits en alliage de la série almgsc
WO2020148203A1 (fr) 2019-01-17 2020-07-23 Aleris Rolled Products Germany Gmbh Procédé de fabrication d'un produit en alliage de série almgsc
KR20210084532A (ko) * 2019-01-17 2021-07-07 알레리스 로울드 프로덕츠 저머니 게엠베하 AlMgSc 계열 합금 제품의 제조 방법
RU2779736C1 (ru) * 2019-01-17 2022-09-12 Алерис Роллд Продактс Джермани Гмбх Способ изготовления изделия из сплава серии almgsc
KR102565389B1 (ko) * 2019-01-17 2023-08-09 노벨리스 코블렌츠 게엠베하 AlMgSc 계열 합금 제품의 제조 방법

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