WO2023094773A1 - Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication - Google Patents

Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication Download PDF

Info

Publication number
WO2023094773A1
WO2023094773A1 PCT/FR2022/052168 FR2022052168W WO2023094773A1 WO 2023094773 A1 WO2023094773 A1 WO 2023094773A1 FR 2022052168 W FR2022052168 W FR 2022052168W WO 2023094773 A1 WO2023094773 A1 WO 2023094773A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
strip
content
temperature
hot rolling
mpa
Prior art date
Application number
PCT/FR2022/052168
Other languages
English (en)
Inventor
Gilles Guiglionda
Michael LANGILLE
Jichao Li
Original Assignee
Constellium Muscle Shoals Llc
Constellium Neuf-Brisach
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Constellium Muscle Shoals Llc, Constellium Neuf-Brisach filed Critical Constellium Muscle Shoals Llc
Priority to CA3236489A priority Critical patent/CA3236489A1/fr
Publication of WO2023094773A1 publication Critical patent/WO2023094773A1/fr

Links

Classifications

    • 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
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon 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
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
    • 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
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • 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
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • 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
    • 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
    • C22F1/043—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 silicon as the next major constituent
    • 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
    • C22F1/05—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 of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • 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
    • C22F1/057—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 the field of aluminum alloy strips intended for the manufacture by stamping of bodywork parts for the body-in-white of motor vehicles.
  • Aluminum alloys are increasingly used in automobile construction to reduce the weight of vehicles and thus reduce fuel consumption and greenhouse gas emissions.
  • the aluminum alloy strips are used in particular for the manufacture of many parts of the "body in white” among which we distinguish on the one hand the bodywork skin parts (or exterior bodywork panels) such as the front fenders, roofs or pavilions, bonnet, trunk or door skins.
  • the manufacture of these parts requires the ability to be stamped with high surface appearance requirements.
  • liners or interior body panels have reduced requirements in terms of surface appearance but much greater requirements for stamping compared to body skin parts.
  • US20020005232 discloses an Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy strip excellent in strength and formability and having improved filiform corrosion resistance, which is suitably used for automobile body panels.
  • the aluminum alloy strip contains 0.25-0.6% Mg (% by mass, hereinafter the same), 0.9-1.1% Si, 0.6-1.0% of Cu, and at least one of 0.20% or less of Mn and 0.10% or less of Cr, the remainder being Al and impurities, wherein the number of phases Q (Cu-Mg-Si-Al phases) of a size of 2 ⁇ m or more in diameter present in a matrix is 150 per mm2 or more.
  • the aluminum alloy strip is made by homogenizing an ingot of an aluminum alloy having the above composition at 530°C or more, cooling the ingot to 450°C or less at a cooling rate of 30°C/hour or less, by hot rolling the ingot, cold rolling the hot rolled product, and subjecting the cold rolled product to solution heat treatment.
  • Application US20020012605 discloses an aluminum alloy strip for an automobile with a chemical composition containing 0.8 to 1.5% by mass of Si, 0.4 to 0.7% by mass of Mg and 0.5 to 0. .8% by mass of Cu.
  • the crystal grain size is 10 to 40 ⁇ m.
  • the Cu content obtained by analyzing the outermost surface of the aluminum alloy with an oxide film according to X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) is 1/10% of the Cu content of the core of the aluminum alloy plate.
  • JP 2011252212 discloses a forming treatment method of a 6000 series aluminum alloy material, which can form a more complex shaped product, and after artificial aging obtain a highly reinforced shaped product having a yield strength of 250 MPa or more.
  • a 6000 series aluminum alloy material which comprises, in mass %, 0.3-4.0% Si, 0.3-2.0% of Mg, 2.0% or less of Cu, 1.5% or less of Mn, 1.5% or less of Fe, 2.0% or less of Zn, 0.50% or less of Cr, 0, 50% or less Zr, 0.50% or less Ti, 0.50% or less V, and the balance aluminum with unavoidable impurities.
  • the method includes the steps of: performing a solution treatment of the aluminum alloy material; shaping the material in a die after the solution treatment; and performing quenching treatment of the material after the shaping by cooling the material in the die to a temperature of 250°C or less.
  • Application JP2017061709 discloses an aluminum alloy sheet having excellent lineage resistance and excellent crimping ability.
  • An aluminum alloy sheet made of an aluminum alloy containing Mg and Si and excellent in lineage and crimp resistance has a crystal particle diameter of L-LT surface at a central neighborhood area with a depth of 1/2 of the total thickness of the plate in a thickness direction of the plate from a surface of the plate of 45 to 100 ⁇ m, a particle diameter of crystal of an L-ST surface in an entire sheet of 80 ⁇ m or less and a cube direction area percentage in a measured crystal orientation on the L-LT surface of an area of the sheet of 10% or more .
  • the present invention also provides a method of manufacturing the aluminum alloy sheet.
  • Door liners, or interior panels, are often made with O-state AA5182 alloy strips because this material has excellent stamping properties and these parts have low surface finish requirements.
  • the skin of the doors, if it is made of aluminium, is always made of alloys of the AA6xxx series thanks to their excellent surface appearance property. Given the difference in composition of these aluminum alloys, the recycling of end-of-life vehicle doors is difficult. There is therefore a need to make alloy door liners from AA6xxx alloy having a drawability comparable to that of AA5182 in the O temper.
  • the 6xxx series alloys in general have a limit of higher elasticity than that of 5182 O. Replacing 5182 O with an alloy from the 6xxxx series can make it possible to reduce the mass of the vehicle and therefore the fuel consumption of the vehicle.
  • the problem to be solved is to develop a 6xxx series alloy strip with improved stamping formability compared to traditional alloys used for door skins such as AA6016, AA6005, AA6022 alloys.
  • the limiting dome height (LDH) characterizes the ability to deform during drawing.
  • the LDH of 6005 alloy in the T4 temper is typically 25mm.
  • the invention aims to obtain an excellent compromise between all the desired properties:
  • the formability of the strip which is assessed in the T4 state after maturation, the maturation corresponding to the transport and storage time between the quenching of the strip and its stamping in the form of a part.
  • the formability is characterized with the LDH test and the elastic limit.
  • the objective is to obtain an LDH for a 1.2mm strip comparable to that of a 1.2mm strip in 5182 O condition, ie 28.0mm. It is also necessary to control the yield strength to ensure that the shape is obtained during drawing with reasonable effort.
  • Corrosion which is assessed on the sheet after maturation. Corrosion is characterized by an intergranular corrosion test of the strip heat treatment at 185°C for 20 minutes.
  • An object of the invention is an aluminum alloy strip of composition, in% by weight,:
  • Another object of the invention is a method of manufacturing a rolled aluminum alloy strip according to the invention comprising the steps of: a. Casting of a plate, preferably by semi-continuous vertical casting, in an alloy according to the invention, b. Homogenization of the plate at a homogenization temperature preferably between 500°C and 600°C, c. Transfer of the plate thus homogenized directly to the hot rolling mill, optionally after forced cooling, d. Hot rolling of the plate with a hot rolling start temperature of at least 350°C and a maximum of 550°C and a hot rolling end temperature of at least 250°C and a maximum of 450°C, for obtain a strip at the final hot rolling thickness between 2.4 mm and 10 mm, e. Optional cold rolling, f. Solution treatment and quenching g. Pre income, h. Maturation.
  • Another object of the invention is a process for manufacturing a motor car part comprising the successive steps: a. Manufacture of the strip according to the invention, b. Band shaping, c. Assembly in one motor car part, preferably a motor vehicle door, with at least one other component, preferably made of 6xxx alloy, preferably an AA6016 or AA6005 or AA6022 alloy, this other component being preferably made from sheet metal, preferably by stamping, d. Heat treatment, preferably by baking the paints.
  • Another object of the invention is a motor vehicle part, in particular a motor vehicle door, obtained by the process according to the invention.
  • FIG. 1 This figure shows a motor vehicle door liner. It shows in particular the depth of the stamping carried out.
  • FIG. 2 This figure represents the tool for measuring the LDH of a band.
  • FIG. 3 This figure shows the results of an intergranular corrosion test.
  • FIG. 5 This graph shows the LDH value as a function of the elastic limit at the T4 state of the strip.
  • FIG. 6 This graph shows the yield strength with 2% elongation then annealing of the paints as a function of the yield strength in the T4 state of the strip.
  • FIG. 8 This plot shows bands with LDH greater or less than 28mm in a plot of Cu content versus Fe, Mn and Cr content.
  • All the aluminum alloys referred to below are designated, unless otherwise stated, according to the rules and designations defined by the "Aluminum Association” in the “Registration Record Series” which it publishes regularly. Unless otherwise stated, the compositions are expressed in% by weight.
  • the expression 1.4 Cu means that the copper content expressed in % by weight is 1.4%.
  • the metallurgical states in question are designated according to the European standard EN-515.
  • the static mechanical characteristics in tension in other words the breaking strength Rm, the conventional yield strength at 0.2% elongation Rp0.2, the elongation at necking Ag% and the elongation at break A %, are determined by a tensile test according to standard NF EN ISO 6892-1, the sampling and direction of the test being defined by standard EN 485-1.
  • the work hardening coefficient n is evaluated according to standard EN ISO 10275.
  • the modulus of elasticity is measured according to the ASTM 1876 standard.
  • the Lankford anisotropy coefficient is measured according to EN ISO 10113.
  • alpha norm The bending angles, called alpha norm, are determined by 3-point bending test according to the NF EN ISO 7438 standard and the VDA 238-100 and VDA 239-200 version 2017 procedures.
  • the LDH parameter is widely used for the evaluation of the drawability of strips. It has been the subject of numerous publications, in particular that of R. Thompson, "The LDH test to evaluate sheet metal formability - Final Report of the LDH Committee of the North American Deep Drawing Research Group", SAE conference, Detroit, 1993, SAE Paper No. 930815. This is a stamping test of a blank blocked at the periphery by a rod. The blank holder pressure is adjusted to prevent slippage in the rod. The blank, with dimensions of 120 mm x 160 mm, is stressed in a mode close to plane deformation. The punch used is hemispherical. Figure 2 specifies the dimensions of the tools used to perform this test. The lubrication between the punch and the strip is ensured by graphite grease.
  • the punch descent speed is 50 mm/min.
  • the so-called LDH value is the value of the displacement of the punch at break, ie the limiting depth of stamping. It actually corresponds to the average of three tests, giving a 95% confidence interval on the measurement of 0.2 mm.
  • the standard for measuring intergranular corrosion is ASTM-G110.
  • Ambient temperature is any temperature compatible with human work from 5 to 35°C.
  • the strip according to the invention is made of aluminum alloy consisting of the following elements:
  • Si Silicon is, with magnesium, the first alloying element of the aluminium-magnesium-silicon systems (AA6xxx family) to form the intermetallic compounds Mg2Si or MgsSig which contribute to the structural hardening of these alloys.
  • Si is in excess compared to Mg, the Si content being at least 0.50% higher than that of Mg. The purpose of this excess is to obtain a good ductility necessary for shaping the strip.
  • the hardening obtained by the Mg2Si or MgsSig precipitates is not sufficient to obtain the properties mechanics and the addition of Cu is necessary as explained in the corresponding paragraph.
  • the Si content is at least 1.00% and at most 1.50%, or 1.40% or 1.35% or 1.30% or 1.25% or 1.20% or 1.10% .
  • the Si content is at least 1.10% and at most and at most 1.50%, or 1.40% or 1.35% or 1.30% or 1.25% or 1. .20%. In another embodiment, the Si content is at least 1.20% and at most 1.50%, or 1.40% or 1.35% or 1.30% or 1.25%; this embodiment and in particular the Si domain: 1.20-1.30% is a preferred embodiment. In yet another embodiment, the Si content is at least 1.25% and at most and at most 1.50%, or 1.40% or 1.35% or 1.30%. In yet another embodiment, the Si content is at least 1.30% and at most and at most 1.50%, or 1.40% or 1.35%. In yet another embodiment, the Si content is a minimum of 1.35% and a maximum and maximum of 1.50%, or 1.40%. In yet another embodiment, the Si content is at least 1.40% and at most and at most 1.50%.
  • Fe Iron is generally considered an undesirable impurity so the maximum iron content is 0.30%.
  • the presence of intermetallic compounds containing iron is generally associated with a decrease in local formability. The decrease in the Fe content improves the formability measured with LDH.
  • very pure Fe alloys are expensive.
  • An advantageous compromise is an Fe content of less than or equal to 0.30% and greater than or equal to 0.05%.
  • the Fe content is less than 0.25% and the minimum Fe content is 0.05% or 0.10% or 0.15% or 0.20%, the range 0.10 - 0.25 being particularly advantageous.
  • the Fe content is less than 0.20% and the minimum Fe content is 0.05% or 0.10% or 0.15%.
  • the Fe content is less than 0.15% and the minimum Fe content is 0.05% or 0.10%.
  • Mn Manganese has an effect similar to iron in its contribution to common intermetallic precipitates. The decrease in the Mn content makes it possible to improve the formability measured with LDH.
  • the Mn content is at most 0.30% and at least 0%, or 0.05%, or 0.10%, or 0.15%, or 0.20%, or 0.25%. In one embodiment, the Mn content is at most 0.25% and at least 0%, 0.05%, 0.10%, 0.15% or 0.20%. In another embodiment, the Mn content is at most 0.20% and at least 0%, 0.05%, 0.10%, or 0.15%. In another embodiment, the Mn content is at most 0.15% and at least 0%, 0.05%, or 0.10%.
  • the Mn content is at most 0.10% and at least 0%, 0.05%.
  • Mg Generally, the level of mechanical characteristics of alloys of the AA6xxx family increases with the magnesium content. Combined with silicon to form the intermetallic compounds Mg2Si or MgsSig, magnesium contributes to the increase in mechanical properties. However, the Mg content must be limited because it increases the elastic limit too much in the T4 state, which increases the drawing force and makes this operation more difficult. The Mg content can be combined with that of Cu to obtain the right property compromise both in the T4 state, such as the elastic limit or the LDH, and in the use state such as the elastic limit. after 2% elongation then paint treatment.
  • the Mg content is at least 0.20% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38% or 0.36% or 0.34% or 0.32% or 0.30 % or 0.25%. In one embodiment, the Mg content is at least 0.25% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38% or 0.36% or 0.35% or 0, 34% or 0.32% or 0.30%, the 0.25-0.35% range being particularly advantageous. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.30% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38% or 0.36% or 0.34% or 0.32%.
  • the Mg content is at least 0.32% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38% or 0.36% or 0.34%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.34% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38% or 0.36%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.36% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.36% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40% or 0.38%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.38% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.40% and at most 0.44% or 0.42% or 0.40%. In yet another embodiment, the Mg content is at least 0.40% and at most 0.44% or 0.42%. In another embodiment, the Mg content is at least 0.42% and at most 0.44%.
  • Cu In alloys of the AA6000 family, copper is an element participating in hardening precipitation but it is known to degrade corrosion resistance. As explained previously, it is necessary to add Cu to harden the strip. Surprisingly, the addition of copper makes it possible to increase the formability of the strip characterized in LDH. Indeed, the person skilled in the art usually expects that the hardening causes a reduction in the elongation and in the drawability.
  • the copper content is a maximum of 1.50% and a minimum of 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95% or 1.00% or 1.10% or 1.20% or 1.30% or 1.40%.
  • the copper content is at most 1.40% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95% or 1.00% or 1.10% or 1.20% or 1.30%. In another embodiment, the copper content is at most 1.30% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95% or 1.00% or 1.10% or 1.20%. In another embodiment, the copper content is at most 1.20% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95% or 1.00% or 1.10%. In another one embodiment, the copper content is at most 1.10% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95% or 1.00%. In another one embodiment, the copper content is at most 1.00% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90% or 0.95%.
  • the copper content is at most 0.95% and at least 0.80% or 0.85% or 0.90%. In another embodiment, the copper content is a maximum of 0.90% and a minimum of 0.80% or 0.85%, the range 0.80 - 0.90% is particularly preferred. In another one embodiment, the copper content is at most 0.85% and at least 0.80%.
  • This element can promote hardening by solid solution leading to the level of mechanical characteristics required and this element has moreover a favorable effect on the ductility in service and the resistance to corrosion.
  • a minimum Ti content of 0.03% is necessary to ensure corrosion resistance by limiting the depth of pitting in intergranular corrosion to 150 pm for the strip according to the invention after 20 minutes at 185°C.
  • a maximum content of 0.15% for Ti is required to avoid the conditions of formation of the primary phases during vertical casting, which have a detrimental effect on all the claimed properties.
  • the minimum Ti content is 0.04% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.
  • the minimum Ti content is 0.05% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.10% or 0.09% or 0.08% or 0.07% or 0.06%, the Ti range 0.05 - 0.15 is particularly advantageous.
  • the minimum Ti content is 0.06% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.10% or 0.09% or 0.08% or 0.07%.
  • the minimum Ti content is 0.07% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.10% or 0.09% or 0.08%. In another embodiment, the minimum Ti content is 0.08% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.10% or 0.09%. In another embodiment, the minimum Ti content is 0.09% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11% or 0.10%. In another embodiment, the minimum Ti content is 0.10% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12% or 0.11%.
  • the minimum Ti content is 0.11% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13% or 0.12%. In another embodiment, the minimum Ti content is 0.12% and the maximum content is 0.15%, or 0.14% or 0.13%. In another embodiment, the minimum Ti content is 0.13% and the maximum content is 0.15%, or 0.14.
  • the Cr content is at most 0.10%, preferably less than 0.05%.
  • Zn The content is a maximum of 0.10% so as not to degrade the corrosion resistance. Since Zn is an additive element in aluminum alloys, it is advantageous to accept it for the purpose of recycling aluminum offcuts and waste, in particular from end-of-life vehicles. Indeed, Zn is used in certain alloys of certain components such as brazed heat exchangers. In one embodiment, the Zn content is less than 0.05%. In another embodiment, Zn is one of the other elements. In another embodiment, the Zn content is at most 0.03%.
  • the other elements are typically impurities whose content is kept below 0.05%, the whole being below 0.15%, the remainder being aluminium.
  • the process for manufacturing the strips according to the invention comprises the casting of a plate preferably by vertical semi-continuous casting followed by its homogenization.
  • the plate is cast with an alloy according to the composition described above.
  • the preferred dimensions of the plates according to the invention are from 200 mm to 600 mm in thickness, from 1000 to 3000 mm in width and from 2000 to 8000 mm in length.
  • the homogenization of the plate is carried out at a homogenization temperature preferably between 500°C and 600°C.
  • the homogenization temperature is at most 580°C and at least 500°C, or 520°C, or 540°C, or 560°C.
  • the homogenization temperature is at most 560°C and at least 500°C, or 520°C, or 540°C, in particular the range from 540°C to 560°C is particularly advantageous.
  • the homogenization temperature is at most 540°C and at least 500°C, or 520°C.
  • the homogenization temperature is at most 520°C and at least 500°C.
  • the homogenization time is preferably at least 1 hour.
  • the homogenized plate is transferred directly to the hot rolling mill, that is to say without cooling down to room temperature.
  • the hot rolling start temperature is the homogenization temperature, optionally a cooling of 5°C to 10°C may take place during the transfer between homogenization and the start of hot rolling.
  • the plate is cooled from the homogenization temperature to the hot rolling start temperature by forced cooling.
  • This forced cooling is preferably carried out with a direct cooling rate of at least 150° C. per hour.
  • the direct cooling rate is at most 500° C./h.
  • the cooling can typically be carried out by a machine such as that described by application WO2016012691.
  • this cooling is done in two stages, one of spraying and the other of standardization.
  • this cooling can be carried out in two passes in the machine such as that described by application WO2016012691.
  • the plate is then hot rolled.
  • the hot rolling start temperature is at least 350°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C or 450°C or 430°C or 410°C or 390 °C or 370°C. In one embodiment, the hot rolling start temperature is at least 370°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C or 450°C or 430°C or 410°C or 390°C. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 390°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C or 450°C or 430° C or 410°C.
  • the hot rolling start temperature is at least 410°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C or 450°C or 430° vs. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 430°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C or 450°C. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 450°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C or 470°C. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 470°C and at most 550°C or 530°C or 510°C or 490°C.
  • the hot rolling start temperature is at least 490°C and at most 550°C or 530°C or 510°C. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 510°C and at most 550°C or 530°C. In another embodiment, the hot rolling start temperature is at least 530°C and at most 550°C. In a preferred embodiment, the hot rolling start temperature is the homogenization temperature, optionally cooling from 5°C to 10°C can take place during the transfer between homogenization and the start of hot rolling. hot. In another mode of In a preferred embodiment, the hot rolling start temperature is obtained by cooling, described above, to 140, or 150° C. or 160° C. from the homogenization temperature.
  • the plate was rolled into a strip to the final hot rolling thickness of 2.4 to 10 mm, preferably 3 to 7 mm.
  • the temperature at the end of hot rolling is at least 250°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C or 370°C or 350°C or 330°C or 310°C or 290°C or 270°C, the range of 250°C to 330°C is particularly preferred, in particular when there has been forced cooling between homogenization and the start of hot rolling.
  • the temperature at the end of hot rolling is at least 270° C. and at most 450° C. or 430° C. or 410° C. or 390° C. or 370° C.
  • the hot rolling end temperature is at least 290°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C or 370°C or 350°C or 330°C or 310°C, the range of 290°C to 390°C is particularly preferred especially when there is no forced cooling between homogenization and the start of hot rolling.
  • the hot rolling end temperature is at least 310°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C or 370°C or 350°C or 330°C.
  • the hot rolling end temperature is at least 330°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C or 370°C or 350°C. In another embodiment, the hot rolling end temperature is at least 350°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C or 370°C. In another embodiment, the hot rolling end temperature is at least 370°C and at most 450°C or 430°C or 410°C or 390°C. In another embodiment, the hot rolling end temperature is at least 390°C and at most 450°C or 430°C or 410°C. In another embodiment, the hot rolling end temperature is at least 410°C and at most 450°C or 430°C. In another embodiment, the temperature at the end of hot rolling is at least 430°C and at most 450°C. In another embodiment, the temperature at the end of hot rolling is at least 430°C and at most 450°C.
  • the cooling between the start and the end of the hot rolling results from the usual heat exchange of the plate with the air at the ambient temperature of the factory, with the equipment of the hot rolling mill such as for example, without limitation, cylinders or conveying rollers as well as with the usual lubricating or cooling fluids.
  • the strip is then optionally cold rolled.
  • Annealing can take place before or after cold rolling. Intermediate annealing can also take place between two cold rolling steps. Annealing can be done in a static furnace or in a continuous furnace.
  • the preferred thickness of the strip obtained after hot rolling, optionally after cold rolling, is between 0.2 mm and 6 mm, preferably between 0.7 and 3.2 mm.
  • the strip is then dissolved, preferably in a continuous furnace, then quenched.
  • the dissolution temperature is advantageously at most 580°C and at least 540°C or 550°C or 560°C or 570°C.
  • the solution temperature is at most 570°C and at least 540°C or 550°C or 560°C.
  • the solution temperature is at most 570°C and at least 540°C or 550°C or 560°C.
  • the solution temperature is at most 560°C and at least 540°C or 550°C, the range of 540°C to 560°C is particularly preferred.
  • the solution temperature is at most 550°C and at least 540°C.
  • the dissolution time is between 15 and 60s, preferably between 15 and 30°C. Quenching can be done with water or with air.
  • the strip is then cooled to room temperature. Preferably, the strip is cooled only to the temperature of a surface treatment when a surface treatment, known to those skilled in the art, is applied directly after quenching and before pre-tempering. This surface treatment temperature is between 50 and 70°C. Not cooling down to ambient temperature avoids a reheating operation of the strip.
  • the strip is pretempered preferably at a pretemperature temperature between 50 and 100°C.
  • the pre-temper temperature is between 80 and 90°C.
  • the pre-tempering temperature is above 65°C, preferentially above 70°C, and preferentially below 90°C and more preferentially below 85°C.
  • This embodiment makes it possible to increase the response to baking of the paints, which is the difference between the elastic limit after 2% elongation then 20 minutes at 185° C. and that in the T4 state.
  • This embodiment also makes it possible to limit the hardening of the strip during maturation.
  • this embodiment is combined with a Mg content of less than or equal to 0.34%.
  • the strip is maintained for 8 hours at the pre-tempering temperature and then cooled to ambient temperature.
  • the pre-tempered is obtained by winding the strip at the pre-tempered temperature, the strip is not maintained at the pre-tempered temperature and then the reel strip naturally cools to ambient temperature for a period of time. between 8 hours and 24 hours.
  • the band in the T4 state then matures at room temperature between 72 hours and 6 months.
  • the strip thus obtained is a flat product suitable for drawing.
  • the elastic limit of the strip in the T4 state must not be too high to avoid excessive stress during drawing.
  • the elastic limit of the strip in the T4 condition must not be too low because otherwise the elastic limit after 2% elongation then 20 minutes at 185°C would be insufficient for use on a vehicle.
  • the strip advantageously has an elastic limit of at least 100 MPa or 110 MPa and at most 170 MPa or 150 MPa or 140 MPa.
  • the strip has a minimum yield strength of 140 MPa and a maximum of 170 MPa or 150 MPa.
  • the strip has a minimum yield strength of 150 MPa and a maximum of 170 MPa.
  • the invention is also a method of manufacturing a motor car part comprising the successive steps: a. Manufacture of the strip according to the invention, b. Shaping the strip, preferably by stamping, preferably into a motor vehicle door liner, c. Assembly in one motor car part, preferably a motor vehicle door, with at least one other component, preferably made of 6xxx alloy, preferably an AA6016 or AA6005 or AA6022 alloy, this other component being preferably made from sheet metal, preferably by stamping, d. Heat treatment, preferably by baking the paints.
  • the shaping of the strip does not require a heat treatment other than those necessary during the manufacture of the strip.
  • the motor vehicle door obtained is used to make the openings of a motor vehicle such as the bonnet, the doors, the tailgate or the trunk doors.
  • the at least one other component is advantageously made of 6xxx alloy to facilitate the recycling of end-of-life vehicles.
  • the at least one other component is made of AA6016 or AA6005 or AA6022 alloy because these alloys, known to those skilled in the art, make it possible to obtain a surface quality after painting necessary for a component visible from the outside of the motor vehicle. .
  • the motor vehicle part undergoes the treatments known to those skilled in the art, in particular painting, then the heat treatment, preferably by baking the paints, known to those skilled in the art under the name of “bake hardening”.
  • the invention is also a motor vehicle part, in particular a motor vehicle door, obtained by the process according to the invention.
  • the strip according to the invention and the automobile part, preferably the door, according to the invention has an elastic limit after 2% elongation then 20 minutes at 185° C., at least 200 MPa , preferably 210 MPa, more preferably 220 MPa, more preferably 230 MPa and/or at most 270 MPa or 290 MPa or 310 MPa.
  • the strip in the T4 state has an LDH preferably greater than 28.0 mm, measured at a thickness of 1.2 mm, to obtain the deformation necessary for drawing.
  • the impurity content consisting of Fe, Mn and Cr, (Fe + Mn + Cr) ⁇ C + 0.454 * Cu, where C is a constant equal to 0.10%, preferably 0.05%, more preferably 0.00%.
  • This inequality shows that the invention makes it possible to adjust the Cu content as a function of the sum of the Fe, Mn and Cr contents, which can be likened to the purity of the metal used, while maintaining the level of LDH.
  • This ability to adjust the composition makes it possible to optimize other properties of the strip according to the intended use as described below in two embodiments.
  • a low Cu content and a high purity is advantageous to obtain a strip with a low elastic limit, which is easier to draw.
  • a low Cu content corresponds to a composition whose maximum value, among the maximum values cited above, is less than or equal to 1.00%, preferably 0.90%.
  • a high purity in Fe, Mn and Cr corresponds to the aforementioned compositions of these elements which respect the inequality described above.
  • the elastic limit in the T4 state can be low, thus the aforementioned maximum is preferably less than or equal to 150 MPa, preferably 140 MPa after at most 10 days of maturation.
  • This low yield strength in the T4 condition can be compensated as explained above by the Mg content and the pre-temper temperature to obtain a higher yield strength after 2% elongation then 20 minutes at 185°C which is greater than 200 MPa, preferably greater than 220 MPa.
  • a high Cu content is advantageous for recycling alloys with a high Fe, Mn and Cr impurity content and to obtain high elastic limits after 2% elongation then 20 minutes at 185°C.
  • a high Cu content corresponds to a composition whose minimum value, among the aforementioned minimum values, is greater than or equal to 1.00%.
  • a high content of Fe, Mn and Cr impurity corresponds to the aforementioned compositions of these elements, the sum of the maximum of these elements of which respects the inequality (Fe+Mn+Cr) ⁇ C+0.454*Cu,.
  • Foundry plates were cast by vertical semi-continuous casting according to the compositions of Table 1. Plates 1, 2, 3 and 4 are examples of the invention.
  • Plates 1 to 4 are industrial plates, 660mm thick for plates 1 and 2, and 525mm thick for plates 3 and 4.
  • Plates 5 to 9 are 50mm thick laboratory plates.
  • the quench rate of the air quenched strips was 30°C/s.
  • strips were then put into solution, quenched and pre-tempered according to Table 4.
  • Strips 3 and 4 were cut into several pieces which underwent different treatments.
  • Strips 1 and 2 were quenched to a temperature of 70°C
  • strips 3 and 4 were quenched to a temperature of 50°C.
  • Strips 31, 41, 5, 6, 7, 8, and 9 were quenched to a temperature of 25°C.
  • the pre-temperings are carried out either by exposing the strip to a temperature for the duration of Table 4, or by winding the strip, the coil obtained cooling to ambient temperature of approximately 21° C. in 24 hours.
  • Strips 6, 7, 30 and 40 were exposed to an intergranular corrosion test after 20 minutes at 185°C.
  • the presence of Ti in bands 30 and 40 makes it possible to limit intergranular corrosion to a depth of less than 150 pm compared to bands 6 and 7 as shown in Figure 3.
  • Bands 1, 2, 30, 40, 5, 8 and 9 in the T4 state have been characterized in formability with the LDH test as well as their mechanical property in Table 5.
  • the last column is the R0.2 measured after 2 % elongation then 20 minutes at 185°C.
  • the LDH values are the average value of the rolling direction measurement and the cross rolling direction measurement. The other mechanical properties were measured in the transverse direction of rolling.
  • Figures 4 and 5 show these results in particular for strips 30, 40, 5, 8 and 9.
  • the LDH of coils 5, 8 and 9 increases with the copper content which also causes the limit content to increase. of elasticity of said bands.
  • Strips 30 and 40 show that it is possible to almost achieve the LDH of strip 5 despite a lower copper content.
  • This improvement in LDH is achieved by decreasing the amount of Fe+ Mn + Cr from 0.49% to 0.26%. This also makes it possible to reduce the elastic limit in the T4 state, which reduces the drawing forces and therefore facilitates the drawing operation.
  • Band 1 has a thickness of 2.2mm.
  • Graph 6 shows the impact on the compromise between the elastic limit in the T4 state and the elastic limit after 2% elongation then baking of the paints at 185°C for 20 minutes (“Bake Hardening”).
  • a slightly lower Mg content decreases these elastic limits (band 30 compared to band 40).
  • Increasing the pre-temper temperature to 80°C increases the yield strength after 2% elongation and then baking paints for 20 minutes at 185°C.
  • This increase obtained on the strip 41 compared to the strip 40 makes it possible to almost obtain the elastic limit after 2% elongation then baking of the paints at 185°C for 20 minutes of the strip 30 which has a higher Mg content. high of 0.11%.
  • the strips 30, 31, 40 and 41 have a low maturation as shown in table 6 and figure 7, which makes it possible to ensure the subsequent stamping of the strip despite the storage time.
  • This graph also shows that a lower Mg content makes it possible to limit the elastic limit in the T4 state during maturation, which is advantageous for guaranteeing drawing.
  • Figure 8 shows in a graph of copper versus purity (sum of Fe, Mn and Cr contents) LDH results from bands 1, 30, 31, 40, 41, 5, 8 and 9.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

L'invention est une bande en alliage d'aluminium de composition Si : 1,00 – 1,50%, Fe : <= 0,30%, Mn : <= 0,30%, Mg : 0,20% - 0,44%, Cu : 0,80%-1,50%, Ti : 0,03% - 0,15%, Cr : <= 0,10%, Zn : <=0,10%. Cette bande a des propriétés de formabilité équivalentes à celle d'une bande en alliage AA5182 état O. Cette invention sert également à la réalisation de portes de véhicules automobiles dont la doublure est faite avec la bande selon l'invention.

Description

Description
Titre : Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication
Domaine de l'invention
L'invention concerne le domaine des bandes en alliage d'aluminium destinées à la fabrication par emboutissage de pièces de carrosserie de la caisse en blanc des véhicules automobiles.
Etat de la technique
Les alliages d'aluminium sont utilisés de manière croissante dans la construction automobile pour réduire le poids des véhicules et ainsi diminuer la consommation de carburant et les rejets de gaz à effet de serre.
Les bandes en alliage d'aluminium sont utilisées notamment pour la fabrication de nombreuses pièces de la « caisse en blanc » parmi lesquelles on distingue d'une part les pièces de peau de carrosserie (ou panneaux extérieurs de carrosserie) comme les ailes avant, toits ou pavillons, peaux de capot, de coffre ou de porte. La fabrication de ces pièces requiert une aptitude à l'emboutissage avec de fortes exigences d'aspect de surface. D'autre part, les doublures (ou panneaux intérieurs de carrosserie) ont des exigences réduites en terme d'aspect de surface mais des exigences bien plus importantes pour l'emboutissage par rapport aux pièces de de peau de carrosserie.
La thèse de Michael Langil le, soutenue à l'université de Grenoble en 2019, étudie les effets des ajouts de Mg, Si et Cu sur la formabilité. Grâce à l’utilisation de la calorimétrie et des essais de dureté, l’état de la microstructure a été révélé. L’utilisation d’essais de traction et d'essais de la sensibilité de la vitesse de déformation ont permis de déterminer les propriétés mécaniques en relation avec la microstructure. Les paramètres de propriétés mécaniques ont ensuite été inclus dans des simulations par éléments finis pour comprendre leurs effets sur la formabilité de l’alliage. Cette thèse a établi un lien entre la composition, les microstructures pour deux voies de traitement différentes, les propriétés mécaniques résultantes et leur influence sur la formabilité finale de ces alliages Al-Mg-Si-Cu.
La demande US20020005232 divulgue une bande d’alliage d’aluminium Al-Mg-Si-Cu excellente en résistance et en formabilité et présentant une résistance à la corrosion filiforme améliorée, qui est utilisée de manière appropriée pour les panneaux de carrosserie automobile. La bande d’alliage d’aluminium contient 0,25 à 0,6 % de Mg (% en masse, ci-après le même), 0,9 à 1,1 % de Si, 0,6 à 1,0 % de Cu, et au moins un élément parmi 0,20 % ou moins de Mn et 0,10 % ou moins de Cr, le reste étant constitué de Al et d’impuretés, dans laquelle le nombre de phases Q (phases Cu-Mg-Si-AI) d'une taille de 2 pm ou plus de diamètre présentes dans une matrice est de 150 par mm2 ou plus. La bande d'alliage d'aluminium est fabriquée en homogénéisant un lingot d'un alliage d'aluminium ayant la composition ci-dessus à 530°C ou plus, en refroidissant le lingot à 450°C ou moins à une vitesse de refroidissement de 30°C/heure ou moins, en laminant à chaud le lingot, en laminant à froid le produit laminé à chaud, et en soumettant le produit laminé à froid à un traitement thermique de mise en solution.
La demande US20020012605 divulgue une bande en alliage d'aluminium pour une automobile avec une composition chimique contenant 0,8 à 1,5% en masse de Si, 0,4 à 0,7% en masse de Mg et 0,5 à 0,8% en masse de Cu. La taille des grains cristallins est de 10 à 40 pm. La teneur en Cu obtenue en analysant la surface la plus externe de l'alliage d'aluminium avec un film d'oxyde selon la spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) est de 1/10 à % de la teneur en Cu du cœur de la plaque d'alliage d'aluminium.
La demande JP 2011252212 divulgue un procédé de traitement de formage d'un matériau en alliage d'aluminium de la série 6000, qui peut former un produit de forme plus complexe, et après vieillissement artificiel, obtenir un produit mise en forme hautement renforcé ayant une limite d'élasticité de 250 MPa ou plus. Il est fourni le procédé pour former le traitement d'un matériau d'alliage d'aluminium de la série 6000 qui comprend, en % en masse, 0, 3-4,0% de Si, 0, 3-2,0% de Mg, 2,0% ou moins de Cu, 1,5% ou moins de Mn, 1,5% ou moins de Fe, 2,0% ou moins de Zn, 0,50% ou moins de Cr, 0,50% ou moins de Zr, 0,50% ou moins de Ti, 0,50% ou moins de V, et le reste d'aluminium avec des impuretés inévitables. Le procédé comprend les étapes consistant à : effectuer un traitement de mise en solution du matériau d'alliage d'aluminium ; mettre en forme le matériau dans une matrice après le traitement de mise en solution ; et effectuer un traitement de trempe du matériau après la mise en forme en refroidissant le matériau dans la matrice à une température de 250°C ou moins.
La demande JP2017061709 divulgue une tôle en alliage d'aluminium présentant une excellente résistance au lignage et une excellente aptitude à sertissage.
SOLUTION : une tôle d'alliage d'aluminium composée d'un alliage d'aluminium contenant du Mg et du Si et excellente en termes de résistance au lignage et au sertissage, présente un diamètre de particule de cristal d'une surface L-LT au niveau d'une zone de voisinage central avec une profondeur de 1/2 de l'épaisseur totale de la tôle dans une direction d'épaisseur de la tôle depuis une surface de la tôle de 45 à 100 pm, un diamètre de particule de cristal d'une surface L-ST dans une tôle entière de 80 pm ou moins et un pourcentage de zone de direction du cube dans une orientation du cristal mesurée sur la surface L-LT d'une surface de la tôle de 10 % ou plus. La présente invention fournit également un procédé de fabrication de la tôle en alliage d'aluminium.
Les doublures, ou panneaux intérieurs, de porte sont souvent réalisées avec des bandes en alliage AA5182 à l'état O car ce matériau a d'excellente propriétés en emboutissage et ces pièces ont peu d'exigence en état de surface. La peau des portes, si elle est en aluminium, est toujours faite en alliages de la série AA6xxx grâce à leur excellente propriété d'aspect de surface. Compte tenu de la différence de composition de ces alliages d'aluminium, le recyclage des portes des véhicules hors d'usage est malaisé. Il y a donc un besoin pour réaliser des doublures de porte en alliage en alliage AA6xxx ayant une aptitude à l'emboutissage comparable à celle de l'AA5182 à l'état O. Les alliages de la série 6xxx ont en général une limite d'élasticité plus élevée que celui du 5182 O. Remplacer le 5182 O par un alliage de la série 6xxxx peut permettre de diminuer la masse du véhicule et donc la consommation du véhicule.
Problème posé
Le problème à résoudre est de développer une bande en alliage de la série 6xxx avec une formabilité à l'emboutissage améliorée par rapport aux alliages traditionnels utilisés pour les peaux des portes tels que les alliages AA6016, AA6005, AA6022. La hauteur limite du dôme (Limiting Dome Height : LDH) caractérise l'aptitude à la déformation pendant un emboutissage. Le LDH de l'alliage 6005 à l'état T4 est typiquement de 25mm.
L'invention vise à obtenir un excellent compromis entre l'ensemble des propriétés recherchées :
• La formabilité de la bande qui est appréciée à l'état T4 après maturation, la maturation correspondant à la durée de transport et de stockage entre la trempe de la bande et son emboutissage sous forme de pièce. La formabilité est caractérisée avec le test de LDH et la limite d'élasticité. L'objectif est d'obtenir un LDH pour une bande de 1,2mm comparable à celui d'une bande de 1,2mm en 5182 état O, soit 28,0mm. Il est également nécessaire de contrôler la limite d'élasticité pour assurer l'obtention de la forme pendant l'emboutissage avec un effort raisonnable.
• Les propriétés nécessaires à l'utilisation de la pièce sur un véhicule automobile qui sont appréciées sur la pièce finie, donc après emboutissage de la bande, peinture et cuisson des peintures. La cuisson des peintures est également connue de l'homme du métier comme « bake hardening » car il permet en même temps le durcissement, par revenu, de la bande emboutie pour obtenir les propriétés nécessaires à l'utilisation de la pièce sur un véhicule automobile. L'aptitude à l'utilisation sur un véhicule automobile est caractérisée ici par la limite d'élasticité de la bande après une déformation de 2% et un traitement thermique de 185°C pendant 20 minutes, représentatif du traitement thermique de cuisson des peintures. Industriellement, la cuisson des peintures peut durer de 10 à 30 minutes à une température entre 170 et 195°C.
• La corrosion qui est appréciée sur la tôle après la maturation. La corrosion est caractérisée par un test de corrosion inter granulaire de la bande un traitement thermique de 185°C pendant 20 minutes.
Objet de l'invention
Un objet de l'invention est une bande en alliage d'aluminium de composition, en % en poids, :
Si : 1,00 - 1,50,
Fe : <= 0,30,
Mn <= 0,30,
Mg : 0,20 - 0,44,
Cu : 0,80-1,50 ,
Ti: 0,03 - 0,15,
Cr: <= 0,10,
Zn: <=0,10, autres éléments: chaque <=0,05, ensemble <= 0,15, reste : AL
Un autre objet de l'invention est une méthode de fabrication d'une bande laminée en alliage d'aluminium selon l'invention comprenant les étapes de : a. Coulée d'une plaque, préférentiellement par coulée verticale semi continue, en alliage selon l'invention, b. Homogénéisation de la plaque à une température d'homogénéisation préférentiellement comprise de 500°C à 600 °C, c. Transfert de la plaque ainsi homogénéisée directement au laminoir à chaud, optionnellement après un refroidissement forcé, d. Laminage à chaud de la plaque avec une température de début de laminage à chaud au minimum 350°C et au maximum 550°C et une température de fin de laminage à chaud au minimum de 250°C et au maximum de 450°C, pour obtenir une bande à l'épaisseur finale de laminage à chaud entre 2,4mm et 10 mm, e. Optionnellement laminage à froid, f. Mise en solution et trempe g. Pré revenu, h. Maturation.
Un autre objet de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce de voiture automobile comprenant les étapes successives : a. Fabrication de la bande selon l'invention, b. Mise en forme de la bande, c. Assemblage en une pièce de voiture automobile, préférentiellement une porte de véhicule automobile, avec au moins un autre composant, préférentiellement en alliage 6xxx, préférentiellement un alliage AA6016 ou AA6005 ou AA6022, cet autre composant étant préférentiellement fabriqué à partir d'une tôle, préférentiellement par emboutissage, d. Traitement thermique, préférablement par cuisson des peintures.
Un autre objet de l'invention est une pièce de véhicule automobile, en particulier une porte de véhicule automobile, obtenue par le procédé selon l'invention.
Description des figures
[Fig. 1] : Cette figure montre une doublure de porte de véhicule automobile. Elle montre en particulier la profondeur de l'emboutissage réalisé.
[Fig. 2] : Cette figure représente l'outil pour mesure le LDH d'une bande.
[Fig. 3] : Cette figure montre les résultats d'un essai de corrosion inter granulaire.
[Fig. 4] : Ce graphique montre la valeur du LDH en fonction de la teneur en Cu
[Fig. 5] : Ce graphique montre la valeur du LDH en fonction de la limite d'élasticité à l'état T4 de la bande.
[Fig. 6] : Ce graphique montre la limite d'élasticité avec 2% d'allongement puis recuit des peintures en fonction de la limite d'élasticité à l'état T4 de la bande.
[Fig. 7] : Ce graphique montre la maturation de la bande.
[Fig. 8] : Ce graphique montre les bandes avec un LDH supérieur ou inférieur à 28mm dans un graphique de la teneur de Cu en fonction de la teneur en Fe, Mn et Cr.
Description de l'invention
Tous les alliages d’aluminium dont il est question ci-après sont désignés, sauf mention contraire, selon les règles et désignations définies par l'«Aluminum Association » dans les « Registration Record Series » qu’elle publie régulièrement. Sauf mention contraire, les compositions sont exprimées en % en poids. L'expression 1.4 Cu signifie que la teneur en cuivre exprimée en % en poids est de 1.4%.
Les états métallurgiques dont il est question sont désignés selon la norme européenne EN-515. 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 Rp0.2, l'allongement à striction Ag% et l'allongement à la rupture A%, sont déterminées par un essai de traction selon la norme NF EN ISO 6892-1, le prélèvement et le sens de l'essai étant définis par la norme EN 485-1.
Le coefficient d'écrouissage n est évalué selon la norme EN ISO 10275.
Le module d'élasticité est mesuré selon la norme ASTM 1876.
Le coefficient d'anisotropie de Lankford est mesuré selon la norme EN ISO 10113.
Les angles de pliage, appelés alpha norm, sont déterminés par essai de pliage 3-points selon la norme NF EN ISO 7438 et les procédures VDA 238-100 et VDA 239-200 version 2017.
Sauf mention contraire, les définitions de la norme EN 12258 s'appliquent
Le paramètre LDH est largement utilisé pour l'évaluation de l'aptitude à l'emboutissage des bandes. Il a fait l'objet de nombreuses publications, notamment celle de R. Thompson, «The LDH test to evaluate sheet metal formability - Final Report of the LDH Committee of the North American Deep Drawing Research Group», SAE conference, Detroit, 1993, SAE Paper n°930815. Il s'agit d'un essai d'emboutissage d'un flan bloqué en périphérie par un jonc. La pression serre- flan est ajustée pour éviter un glissement dans le jonc. Le flan, de dimensions 120 mm x 160 mm, est sollicité dans un mode proche de la déformation plane. Le poinçon utilisé est hémisphérique. La figure 2 précise les dimensions des outils utilisés pour réaliser ce test. La lubrification entre le poinçon et la bande est assurée par de la graisse graphitée. La vitesse de descente du poinçon est de 50 mm/min. La valeur dite LDH est la valeur du déplacement du poinçon à rupture, soit la profondeur limite de l'emboutissage. Elle correspond en fait à la moyenne de trois essais, donnant un intervalle de confiance à 95 % sur la mesure de 0.2 mm.
La norme pour la mesure de la corrosion inter granulaire est l'ASTM- G110.
La température ambiante est toute température compatible avec le travail des humains de 5 à 35°C.
La bande selon l'invention est en alliage d'aluminium constitué des éléments suivants :
Si : Le silicium est, avec le magnésium, le premier élément d’alliage des systèmes aluminium- magnésium-silicium (famille AA6xxx) pour former les composés intermétalliques Mg2Si ou MgsSig qui contribuent au durcissement structural de ces alliages. Le Si est en excès par rapport au Mg, la teneur en Si étant au moins 0,50% supérieure à celle du Mg. Le but de cet excès est d'obtenir une bonne ductilité nécessaire pour la mise en forme de la bande. Le durcissement obtenu par les précipités Mg2Si ou MgsSig n'est pas suffisant pour obtenir les propriétés mécaniques et l'ajout de Cu est nécessaire comme expliqué dans le paragraphe correspondant. La teneur en Si est au minimum de 1,00% et au maximum 1,50%, ou 1,40% ou 1,35% ou 1,30% ou 1,25% ou 1,20% ou 1,10%. Dans un mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,10% et au maximum et au maximum 1,50%, ou 1,40% ou 1,35% ou 1,30% ou 1,25% ou 1,20%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,20% et au maximum 1,50%, ou 1,40% ou 1,35% ou 1,30% ou 1,25% ; ce mode de réalisation et notamment le domaine Si : 1,20 - 1,30% est un mode préféré. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,25% et au maximum et au maximum 1,50%, ou 1,40% ou 1,35% ou 1,30%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,30% et au maximum et au maximum 1,50%, ou 1,40% ou 1,35%. Dans un encore autre mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,35% et au maximum et au maximum 1,50%, ou 1,40%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Si est au minimum 1,40% et au maximum et au maximum 1,50%.
Fe : Le fer est généralement considéré comme une impureté indésirable ainsi la teneur maximale en fer est de 0,30 %. La présence de composés intermétalliques contenant du fer est en général associée à une diminution de la formabilité locale La diminution de la teneur en Fe permet d'améliorer la formabilité mesurée avec le LDH. Cependant les alliages très purs en Fe sont coûteux. Un compromis avantageux est une teneur en Fe inférieure ou égale à 0,30% et supérieure ou égale à 0,05%. Dans un mode de réalisation la teneur en Fe est inférieure à 0,25% et la teneur minimum en Fe est de 0,05% ou 0,10% ou 0,15% ou 0,20%, le domaine 0,10 - 0,25 étant particulièrement avantageux. Dans un autre mode de réalisation la teneur en Fe est inférieure à 0,20% et la teneur minimum en Fe est de 0,05% ou 0,10% ou 0,15%. Dans encore un autre mode de réalisation la teneur en Fe est inférieure à 0,15% et la teneur minimum en Fe est de 0,05% ou 0,10%.
Mn : Le manganèse a un effet similaire au fer par sa contribution aux précipités intermétalliques communs. La diminution de la teneur en Mn permet d'améliorer la formabilité mesurée avec le LDH. La teneur en Mn est au maximum 0,30% et au minimum 0%, ou 0,05%, ou 0,10%, ou 0,15%, ou 0,20%, ou 0,25%. Dans un mode de réalisation, la teneur en Mn est au maximum 0,25% et au minimum 0%, 0,05%, 0,10%, 0,15% ou 0,20%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Mn est au maximum 0,20% et au minimum 0%, 0,05%, 0,10%, ou 0,15%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Mn est au maximum 0,15% et au minimum 0%, 0,05%, ou 0,10%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Mn est au maximum 0,10% et au minimum 0%, 0,05%. Mg : Généralement, le niveau de caractéristiques mécaniques des alliages de la famille des AA6xxx augmente avec la teneur en magnésium. Combiné au silicium pour former les composés intermétalliques Mg2Si ou MgsSig, le magnésium contribue à l'accroissement des propriétés mécaniques. Cependant, la teneur en Mg doit être limité car il augmente trop la limite d'élasticité à l'état T4, ce qui augmente l'effort d'emboutissage et rend plus difficile cette opération. La teneur en Mg peut être combinée avec celle du Cu pour obtenir le bon compromis de propriété tant à l'état T4, comme la limite d'élasticité ou le LDH, qu'à l'état d'usage comme la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis traitement des peintures. La teneur en Mg est au minimum 0.20% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38% ou 0,36% ou 0,34% ou 0,32% ou 0,30% ou 0,25%. Dans un mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.25% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38% ou 0,36% ou 0,35% ou 0,34% ou 0,32% ou 0,30%, le domaine 0,25 - 0,35% étant particulièrement avantageux. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.30% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38% ou 0,36% ou 0,34% ou 0,32%. Dans un encore autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.32% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38% ou 0,36% ou 0,34%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.34% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38% ou 0,36%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.36% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.36% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40% ou 0,38%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.38% et au maximum 0,44% ou 0,42% ou 0,40%. Dans encore un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.40% et au maximum 0,44% ou 0,42%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Mg est au minimum 0.42% et au maximum 0,44%.
Cu : Dans les alliages de la famille des AA6000, le cuivre est un élément participant à la précipitation durcissante mais il est connu pour dégrader la résistance à la corrosion. Comme expliqué précédemment, il est nécessaire d'ajouter du Cu pour durcir la bande. De façon surprenante, l'ajout de Cuivre permet d'augmenter la formabilité de la bande caractérisée en LDH. En effet, l'homme du métier s'attend à ce qu'usuellement le durcissement provoque une diminution de l'allongement et de l'aptitude à l'emboutissage. La teneur de cuivre est au maximum de 1,50% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95% ou 1,00% ou 1,10% ou 1,20% ou 1.30% ou 1.40%. Dans un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 1,40% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95% ou 1,00% ou 1,10% ou 1,20% ou 1.30%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 1,30% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95% ou 1,00% ou 1,10% ou 1,20%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 1,20% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95% ou 1,00% ou 1,10%. Dans un autre un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 1,10% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95% ou 1,00%. Dans un autre un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 1,00% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90% ou 0.95%. Dans un autre un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 0,95% et au minimum de 0.80% ou 0.85% ou 0.90%. Dans un autre un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 0,90% et au minimum de 0.80% ou 0.85%, la plage 0,80 - 0,90% est particulièrement préférée. Dans un autre un mode de réalisation, la teneur de cuivre est au maximum de 0,85% et au minimum de 0.80%.
Ti : Cet élément peut favoriser un durcissement par solution solide conduisant au niveau de caractéristiques mécaniques requis et cet élément a de plus un effet favorable sur la ductilité en service et la résistance à la corrosion. Afin de compenser la présence de Cu dans l'alliage de la bande, un teneur minimum de Ti de 0,03% est nécessaire pour assurer la résistance à la corrosion en limitant la profondeur de piqûres en corrosion inter granulaire à 150pm pour la bande selon l'invention après 20 minutes à 185°C. Par contre, une teneur maximum de 0,15% pourTi est requise pour éviter les conditions de formation des phases primaires lors de la coulée verticale, qui ont un effet néfaste sur l'ensemble des propriétés revendiquées. Dans un mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,04% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10% ou 0,09% ou 0,08% ou 0,07% ou 0,06% ou 0,05%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,05% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10% ou 0,09% ou 0,08% ou 0,07% ou 0,06%, la plage Ti 0,05 - 0,15 est particulièrement avantageuse. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,06% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10% ou 0,09% ou 0,08% ou 0,07%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,07% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10% ou 0,09% ou 0,08%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,08% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10% ou 0,09%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,09% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11% ou 0,10%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,10% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12% ou 0,11%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,11% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13% ou 0,12%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,12% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14% ou 0,13%. Dans un autre mode de réalisation, la teneur minimum en Ti est de 0,13% et la teneur maximum est de 0,15%, ou 0,14.
Cr : Il peut être ajouté pour affiner les grains et stabiliser la structure. La diminution de la teneur en Cr permet d'améliorer la formabilité mesurée avec le LDH. La teneur en Cr est au maximum 0,10%, préférentiellement inférieure à 0,05%.
Zn : La teneur est au maximum de 0,10% pour ne pas dégrader la résistance à la corrosion. Le Zn étant un élément d'addition dans les alliages d'aluminium, il est intéressant d'en accepter dans un but de recyclage des chutes et déchets d'aluminium en particulier des véhicules hors d'usage. En effet, le Zn est utilisé dans certains alliages de certains composants tels que les échangeurs de chaleur brasés. Dans un mode de réalisation, la teneur en Zn est inférieure à 0,05%. Dans une autre mode de réalisation, la Zn fait partie des autres éléments. Dans un autre mode de réalisation, la teneur en Zn est au maximum de 0,03%.
Les autres éléments sont typiquement des impuretés dont la teneur est maintenue inférieure à 0.05 %, l'ensemble étant inférieur à 0.15%, le reste est l'aluminium.
Le procédé de fabrication des bandes selon l'invention comporte la coulée d'une plaque préférentiellement par coulée semi continue verticale suivi de son homogénéisation.
La plaque est coulée avec un alliage selon la composition précédemment décrite. Les dimensions préférentielles des plaques selon l'invention sont de 200mm à 600mm d'épaisseur, de 1000 à 3000 mm de largeur et de 2000 à 8000 mm de longueur.
L'homogénéisation de la plaque est réalisée à une température d'homogénéisation préférentiellement comprise de 500°C à 600°C. Dans un mode de réalisation, la température d'homogénéisation est au maximum de 580°C et au minimum 500°C, ou 520°C, ou 540°C, ou 560°C. Dans un autre mode de réalisation, la température d'homogénéisation est au maximum de 560°C et au minimum 500°C, ou 520°C, ou 540°C, en particulier la plage comprise de 540°C à 560°C est particulièrement avantageuse. Dans un mode de réalisation, la température d'homogénéisation est au maximum de 540°C et au minimum 500°C, ou 520°C. Dans un mode de réalisation, la température d'homogénéisation est au maximum de 520°C et au minimum 500°C.
La durée d'homogénéisation est préférentiellement au minimum 1 heure. La plaque homogénéisée est transférée directement au laminoir à chaud, c'est-à-dire sans refroidissement jusqu'à température ambiante. Dans un mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est la température d'homogénéisation, optionnellement un refroidissement de 5°C à 10°C peut avoir lieu pendant le transfert entre l'homogénéisation et le début du laminage à chaud. Dans un autre mode de réalisation, la plaque est refroidie de la température d'homogénéisation jusqu'à la température de début de laminage à chaud par un refroidissement forcé. Ce refroidissement forcé est préférentiellement réalisé avec une vitesse de refroidissement directe d'au moins 150°C par heure. Avantageusement la vitesse de refroidissement directe est d'au maximum 500°C/h. Le refroidissement peut typiquement être effectué par une machine telle que celle décrite par la demande W02016012691. Préférentiellement ce refroidissement est fait en deux étapes, l'une d'aspersion et l'autre d'uniformisation. Optionnellement, ce refroidissement peut être effectué en deux passages dans la machine telle que celle décrite par la demande W02016012691.
La plaque est ensuite laminée à chaud.
La température de début de laminage à chaud est au minimum 350°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C ou 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C. Dans un mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 370°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C ou 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 390°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C ou 450°C ou 430°C ou 410°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 410°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C ou 450°C ou 430°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 430°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C ou 450°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 450°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C ou 470°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 470°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C ou 490°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 490°C et au maximum 550°C ou 530°C ou 510°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 510°C et au maximum 550°C ou 530°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de début de laminage à chaud est au minimum 530°C et au maximum 550°C. Dans un mode de réalisation préféré, la température de début de laminage à chaud est la température de d'homogénéisation, optionnellement un refroidissement de 5°C à 10°C peut avoir lieu pendant le transfert entre l'homogénéisation et le début du laminage à chaud. Dans un autre mode de réalisation préféré, la température de début de laminage est à chaud est obtenu par le refroidissement, décrit ci-dessus, de 140, ou 150°C ou 160°C à partir de la température d'homogénéisation.
A la fin du laminage à chaud, la plaque a été laminée en une bande à l'épaisseur finale de laminage à chaud comprise de 2,4 à 10 mm, préférentiellement de 3 à 7 mm. La température de fin de laminage à chaud est au minimum de 250°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C ou 350°C ou 330°C ou 310°C ou 290°C ou 270°C, la plage de 250 C à 330°C est particulièrement préférée, en particulier lorsqu'il y a eu un refroidissement forcé entre l'homogénéisation et le début de laminage à chaud. Dans un mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 270°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C ou 350°C ou 330°C ou 310°C ou 290°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 290°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C ou 350°C ou 330°C ou 310°C, la plage de 290°C à 390°C est particulièrement préférée en particulier lorsqu'il n'y a pas de refroidissement forcé entre l'homogénéisation et le début du laminage à chaud. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 310°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C ou 350°C ou 330°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 330°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C ou 350°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 350°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C ou 370°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 370°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C ou 390°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 390°C et au maximum de 450°C ou 430°C ou 410°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 410°C et au maximum de 450°C ou 430°C. Dans un autre mode de réalisation, la température de fin de laminage à chaud est au minimum de 430°C et au maximum de 450°C.
Le refroidissement entre le début et la fin du laminage à chaud découle de l'échange thermique usuel de la plaque avec l'air à la température ambiante de l'usine, avec les équipements du laminoir à chaud tels que par exemple, non limitatif, les cylindres ou les rouleaux de convoyage ainsi qu'avec les fluides de lubrification ou de refroidissement usuels. La bande est ensuite optionnellement laminée à froid. Un recuit peut avoir lieu avant ou après le laminage à froid. Un recuit intermédiaire peut aussi avoir lieu entre deux étapes de laminage à froid. Le recuit peut être avoir sur un four statique ou sur un four continu.
L'épaisseur préférentielle de la bande obtenue après laminage à chaud, optionnellement après laminage à froid est comprise de 0,2mm à 6mm, préférentiellement de 0,7 à 3,2mm.
La bande est ensuite mise en solution préférentiellement dans un four continu puis trempée. La température de mise en solution est avantageusement au maximum de 580°C et au minium de 540°C ou 550°C ou 560°C ou 570°C. Dans un mode de réalisation, la température de mise en solution est au maximum de 570°C et au minium de 540°C ou 550°C ou 560°C. Dans un mode de réalisation, la température de mise en solution est au maximum de 570°C et au minium de 540°C ou 550°C ou 560°C. Dans un mode de réalisation, la température de mise en solution est au maximum de 560°C et au minium de 540°C ou 550°C, la plage de 540°C à 560°C est particulièrement préférée. Dans un mode de réalisation, la température de mise en solution est au maximum de 550°C et au minium de 540°C. La durée de la mise en solution est comprise de 15 à 60s, préférentiellement de 15 à 30°C. La trempe peut être faite avec de l'eau ou avec de l'air. La bande est refroidie ensuite jusqu'à la température ambiante. Préférentiellement, la bande n'est refroidie que jusqu'à la température d'un traitement de surface lorsqu'un traitement de surface, connu de l'homme du métier, est appliqué directement après la trempe et avant le pré revenu. Cette température du traitement de surface est comprise de 50 à 70°C. Ne pas refroidir jusqu'à la température ambiante permet d'éviter une opération de réchauffage de la bande.
Ensuite la bande est pré revenue de préférence à une température de pré revenu entre 50 et 100°C. Dans un mode de réalisation, la température de pré revenu est comprise de 80 à 90°C. Dans un autre mode de réalisation la température de pré revenu est supérieure à 65°C, préférentiellement supérieure 70°C, et préférentiellement inférieure à 90°C et plus préférentiellement inférieure à 85°C. Ce mode de réalisation permet d'augmenter la réponse à la cuisson des peintures qui est la différence entre la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C et celle à l'état T4. Ce mode de réalisation permet également de limiter le durcissement de la bande pendant la maturation. Préférentiellement, ce mode de réalisation est combiné avec une teneur de Mg inférieure ou égale à 0,34%. Cette teneur en Mg permet une limite d'élasticité à l'état T4 plus basse pour faciliter l'emboutissage de la bande tout en ayant une bonne réponse à la cuisson des peintures. Dans un mode de réalisation, la bande est maintenue pendant 8h à la température de pré revenu puis refroidie à la température ambiante. Dans un mode de réalisation préféré, le pré revenu est obtenu en bobinant la bande à la température de pré revenu, la bande n'est pas maintenue à la température de pré revenu puis la bande en bobine refroidit naturellement à la température ambiante pendant une durée entre 8 heures et 24 heures.
La bande à l'état T4 mature ensuite à la température ambiante entre 72 heures et 6 mois.
La bande ainsi obtenue est un produit plat apte à l'emboutissage.
La limite d'élasticité de la bande à l'état T4 ne doit pas être trop importante pour éviter un trop fort effort lors de l'emboutissage. La limite d'élasticité de la bande à l'état T4 ne doit pas être trop faible car sinon le la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C serait insuffisante pour l'utilisation sur un véhicule. La bande a avantageusement une limite d'élasticité au minimum de 100 Mpa ou 110 MPa et au maximum de 170 MPa ou 150MP ou 140 MPa. Dans un mode de réalisation, la bande a une limite d'élasticité au minimum de 140 MPa et au maximum de 170 MPa ou 150MP. Dans un mode de réalisation, la bande a une limite d'élasticité au minimum de 150 MPa et au maximum de 170 MPa.
L'invention est également un procédé de fabrication d'une pièce de voiture automobile comprenant les étapes successives : a. Fabrication de la bande selon l'invention, b. Mise en forme de la bande, préférablement par emboutissage, préférablement en une doublure de porte de véhicule automobile, c. Assemblage en une pièce de voiture automobile, préférentiellement une porte de véhicule automobile, avec au moins un autre composant, préférentiellement en alliage 6xxx, préférentiellement un alliage AA6016 ou AA6005 ou AA6022, cet autre composant étant préférentiellement fabriqué à partir d'une tôle, préférentiellement par emboutissage, d. Traitement thermique, préférablement par cuisson des peintures.
La mise en forme de la bande ne requiert pas un traitement thermique autre que ceux nécessaires lors de la fabrication de la bande.
La porte de véhicule automobile obtenue sert à la réalisation des ouvrants d'un véhicule automobile telle que le capot, les portières, le hayon ou les portes du coffre.
Le au moins un autre composant est avantageusement en alliage 6xxx pour faciliter le recyclage des véhicules hors d'usage. Préférentiellement, le au moins un autre composant est en alliage AA6016 ou AA6005 ou AA6022 car ces alliages, connus de l'homme du métier, permettent d'obtenir une qualité de surface après peinture nécessaire pour une composant visible de l'extérieur du véhicule automobile. La pièce de voiture automobile subit les traitements connus de l'homme du métier, en particulier la peinture, puis le traitement thermique, préférablement par cuisson des peintures, connu de l'homme du métier sous le nom de « bake hardening ».
L'invention est également une pièce de véhicule automobile, en particulier une porte de véhicule automobile, obtenue par le procédé selon l'invention.
Dans un mode de réalisation, la bande selon l'invention et la pièce automobile, préférentiellement la porte, selon l'invention a une limite d'élasticité après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C, au minimum de 200 MPa, préférentiellement 210 MPa, plus préférentiellement 220 MPa, plus préférentiellement 230 MPa et/ou au maximum de 270MPa ou 290MPa ou 310 MPa.
Dans un mode de réalisation, la bande à l'état T4 a un LDH préférentiellement supérieur à 28.0mm, mesuré à une épaisseur de 1,2mm, pour obtenir la déformation nécessaire à l'emboutissage. Préférentiellement, pour obtenir un LDH supérieur à 28,0mm, la teneur en impureté, constituée du Fe, Mn et Cr, (Fe + Mn + Cr) < C + 0,454 * Cu, où C est une constante valant 0,10%, préférentiellement 0,05%, plus préférentiellement 0,00%. Cette inégalité montre que l'invention permet d'ajuster la teneur en Cu en fonction de la somme des teneurs en Fe, Mn et Cr, qui peut être assimilée à la pureté du métal utilisé, tout en maintenant le niveau de LDH. Cet aptitude d'ajustement de la composition permet d'optimiser d'autres propriétés de la bande selon l'usage visé comme décrit ci-dessous dans deux modes de réalisations.
Dans un mode particulier de réalisation de ce mode de réalisation, une faible teneur Cu et une haute pureté (une faible teneur en Mn, Fe et Cr) est avantageuse pour obtenir une bande avec une limite d'élasticité basse, plus facile à emboutir. Une faible teneur en Cu correspond à une composition dont la valeur maximum, parmi les valeurs de maximum pré citées, est inférieure ou égale à 1,00%, préférentiellement 0,90%. Une haute pureté en Fe, Mn et Cr correspond aux compositions précitées de ces éléments qui respectent l'inégalité décrite ci-dessus. La limite d'élasticité à l'état T4 peut être basse, ainsi le maximum précité est préférentiellement inférieur ou égal à 150MPa, préférentiellement 140 MPa après au plus 10 jours de maturation. Cette limite d'élasticité basse à l'état T4 peut être compensée comme expliqué précédemment par la teneur en Mg et la température de pré revenu pour obtenir une plus haute limite d'élasticité après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C qui est supérieure à 200 MPa, préférentiellement supérieure à 220 MPa.
Dans un autre mode de réalisation de ce mode de réalisation, une forte teneur en Cu est avantageuse pour recycler des alliages avec une forte teneur en impureté en Fe, Mn et Cr et pour obtenir des hautes limites élastiques après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C. Une forte teneur en Cu correspond à une composition dont la valeur minimum, parmi les valeurs de minimum pré citées, est supérieure ou égale à 1.00%. Une forte teneur en impureté en Fe, Mn et Cr correspond aux compositions précités de ces éléments dont la somme du maximum de ces éléments respectent l'inégalité (Fe + Mn + Cr) < C + 0,454 * Cu,.
Exemples
Des plaques de fonderie ont été coulée par coulée semi continue verticale selon les compositions de tableau 1. Les plaques 1, 2, 3 et 4 sont des exemples de l'invention.
Les plaques 1 à 4 sont des plaques industrielles, d'épaisseur 660mmpour les plaques 1 et 2, et d'épaisseur 525mm pour les plaques 3 et 4.
Les plaques 5 à 9 sont des plaques de laboratoire de 50mm d'épaisseur.
[Tableau 1]
Figure imgf000017_0001
Ces plaques de fonderie ont ensuite été homogénéisées, laminées à chaud, laminées à froid en bandes qui ont été mises en solution puis trempées suivant les paramètres du tableau 2 et du tableau 3. Les plaques 3 et 4 ont subies un refroidissement entre la sortie de l'homogénéisation et le début de laminage à chaud avec une vitesse de 250°C/h.
[Tableau 2]
Figure imgf000017_0002
Figure imgf000018_0001
Les paramètres de laminage à froid sont donnés dans le tableau 3.
[Tableau 3]
Figure imgf000018_0002
La mise en solution et la trempe ont été réalisées suivant les paramètres du tableau 4.
La vitesse de trempe des bandes trempées dans l'air fut de 30°C/s.
Les bandes ont ensuite été mises en solution, trempées et pré revenues selon le tableau 4. Les bandes 3 et 4 ont été coupées en plusieurs morceaux qui ont subies des traitements différents. Les bandes 1 et 2 furent trempées jusqu'à la température de 70°C, les bandes 3 et 4 furent trempées jusqu'à la température de 50°C. Les bandes 31, 41, 5, 6 7, 8, et 9 furent trempées jusqu'à la température de 25°C. Les pré revenus sont réalisés soit par exposition de la bande à une température pendant la durée du tableau 4, soit par bobinage de la bande, la bobine obtenue refroidissant à la température ambiante d'environ 21°C en 24 heures.
[Tableau 4]
Figure imgf000018_0003
Figure imgf000019_0001
Les bandes 6, 7, 30 et 40 ont été exposées à un test de corrosion inter granulaire après 20 minutes à 185°C. La présence de Ti dans les bandes 30 et 40 permet de limiter la corrosion inter granulaire à une profondeur inférieure à 150pm par rapport aux bandes 6 et 7 comme montré sur la figure 3.
[Tableau 5]
Figure imgf000019_0002
Les bandes 1, 2, 30, 40, 5, 8 et 9 à l'état T4 ont été caractérisées en formabilité avec le test de LDH ainsi que leur propriété mécanique au tableau 5. La dernière colonne est le R0, 2 mesuré après 2% d'allongement puis 20 minutes à 185°C. Les valeurs de LDH sont la valeur moyenne de la mesure dans le sens de laminage et de la mesure dans le sens travers de laminage. Les autres propriétés mécaniques furent mesurées dans le sens travers du laminage.
Les figures 4 et 5 montrent ces résultats en particulier pour les bandes 30, 40, 5, 8 et 9. Le LDH des bobines 5, 8 et 9 augmente avec la teneur en Cuivre qui provoque également l'augmentation de la teneur de la limite d'élasticité desdites bandes. Les bandes 30 et 40 montrent qu'il est possible d'atteindre quasiment le LDH de la bande 5 malgré une en teneur plus faible en Cuivre. Cette amélioration du LDH est obtenue en diminuant la quantité de Fe+ Mn + Cr de 0.49% à 0.26%. Ceci permet également de diminuer la limite d'élasticité à l'état T4, ce qui réduit les efforts d'emboutissage et donc facilite l'opération d'emboutissage. La bande 1 a une épaisseur de 2,2mm. La valeur du LDH d'une bande de 5182 état O à 2,2mm étant de 30,5mm et celle du 5182 état 0 à 1,2 mm étant 28,0mm, on peut donc estimer que la bande 2 a un LDH supérieur à 28,0mm si elle avait été mesurée à 1,2mm.
Le graphique 6 montre l'impact sur le compromis entre la limite d'élasticité à l'étatT4 et la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis cuisson des peintures de 185 °C pendant 20 minutes (« Bake Hardening »). Une teneur un peu plus faible en Mg diminue ces limites élastiques (bande 30 par rapport bande 40). L'augmentation de la température de pré revenu à 80°C augmente la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis cuisson des peintures de 20 minutes à 185°C. Cette augmentation obtenue sur la bande 41 par rapport à la bande 40 permet de presque obtenir la limite d'élasticité après 2% d'allongement puis cuisson des peintures de 185 °C pendant 20 minutes de la bande 30 qui a une teneur en Mg plus élevée de 0,11%.
Les bandes 30, 31, 40 et 41 ont une faible maturation comme le montre le tableau 6 et la figure 7, ce qui permet d'assurer l'emboutissage ultérieur de la bande malgré la durée de stockage. Ce graphique montre également qu'une plus faible teneur en Mg permet de limiter la limite d'élasticité à l'état T4 pendant la maturation, ce qui est avantageux pour garantir l'emboutissage.
[Tableau 6]
Figure imgf000020_0001
La figure 8 montre dans un graphique du Cuivre en fonction de la pureté (sommes des teneurs en Fe, Mn et Cr) des résultats de LDH des bandes 1, 30, 31, 40, 41, 5, 8 et 9. La droite (Fe + Mn + Cr) < 0,454 * Cu, sépare les bandes dont le LDH mesuré ou estimé à l'épaisseur de 1,2mm est supérieur à 28,0mm de celle donc le LDH est inférieure à 28,0mm.

Claims

Revendications
1. Bande en alliage d'aluminium de composition, en % en poids :
Si : 1,00 - 1,50,
Fe : <= 0,30,
Mn : <= 0,30,
Mg : 0,20 - 0,44,
Cu : 0,80-1,50,
Ti : 0,03%- 0,15,
Cr : <= 0,10,
Zn : <=0,10, autres éléments: chaque <=0,05, ensemble <= 0,15, reste : Al.
2. Bande selon la revendication 1 caractérisée en ce que Si : 1,20 - 1,30.
3. Bande selon la revendication 1 ou 2 caractérisée en ce que Mg : 0,25 - 0,35.
4. Bande selon l'une des revendications 1 à 3 caractérisée en ce que Cu 0,80-0,90.
5. Bande selon l'une des revendications 1 à 4 caractérisée en ce que Fe : 0,10 - 0,25.
6. Bande selon l'une des revendications 1 à 5 caractérisée en ce que Ti >= 0,05 et préférentiellement <= 0,15.
7. Bande selon l'une des revendications 1 à 6 caractérisée en ce que la bande est à l'état T4.
8. Bande selon la revendication 1 à 7 caractérisée en ce que la limite d'élasticité RpO,2 à l'état T4 est supérieure à 100 MPa et/ou inférieure 170 MPa et/ ou le LDH est supérieure ou égale à 28,0mm, mesuré à une épaisseur de 1,2mm.
9. Bande selon l'une des revendications 1 à 8 caractérisée en ce que la bande a une limite d'élasticité RpO,2 après allongement de 2% puis un traitement thermique de 20 minutes à 185°C supérieure ou égale à 200 MPa et/ou inférieure ou égale à 310 MPa et/ou la bande a une profondeur maximum de piqûres en corrosion inter granulaire après un traitement thermique de 20 minutes à 185°C inférieure à 150pm.
10. Procédé de fabrication de la bande selon les revendications 1 à 9 comprenant les étapes successives : a. Coulée d'une plaque, préférentiellement par coulée verticale semi continue b. Homogénéisation de la plaque à une température d'homogénéisation, préférentiellement comprise de 500°C à 600°C, c. Transfert de la plaque ainsi homogénéisée directement au laminoir à chaud, optionnellement après un refroidissement forcé, d. Laminage à chaud de la plaque avec une température de début de laminage à chaud au minimum 350°C et au maximum 550°C et une température de fin de laminage à chaud au minimum de 250°C et au maximum de 450°C, pour obtenir une bande à l'épaisseur finale de laminage à chaud entre 2,4 et 10 mm, e. Optionnellement laminage à froid, f. Mise en solution et trempe, g. Pré revenu, préférentiellement le pré revenu est obtenu en bobinant la bande à une température de pré revenu, la bande n'est pas maintenue à la température de pré revenu puis la bande en bobine refroidit naturellement à la température ambiante pendant une durée entre 8 heures et 24 heures h. Maturation.
11. Procédé de fabrication selon la revendication 10 caractérisé en ce que la température de pré revenu est comprise de 50 à 100°C, préférentiellement de 65°C à 90°C si la teneur en Mg est inférieure à 0,34%.
12. Procédé de fabrication d'une pièce de voiture automobile comprenant les étapes successives : a. Fabrication de la bande selon la revendication 10 ou 11, b. Mise en forme de la bande, préférablement par emboutissage, préférablement en une doublure de porte de véhicule automobile, c. Assemblage en une pièce de voiture automobile, préférentiellement une porte de véhicule automobile, avec au moins un autre composant, préférentiellement en alliage 6xxx, préférentiellement un alliage AA6016 ou AA6005 ou AA6022, cet autre composant étant préférentiellement fabriqué à partir d'une tôle, préférentiellement par emboutissage, d. Traitement thermique, préférablement par cuisson des peintures.
13. Pièce de véhicule automobile, en particulier une porte de véhicule automobile, obtenue par le procédé selon la revendication 12.
14. Pièce de véhicule automobile selon la revendication 13 caractérisée en ce que la limite d'élasticité de la bande a une limite d'élasticité R0, 2 après un allongement de 2% et un traitement thermique de 20 minutes à 185°C au minimum de 200 MPa et/ou au maximum 310 MPa.
PCT/FR2022/052168 2021-11-25 2022-11-23 Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication WO2023094773A1 (fr)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA3236489A CA3236489A1 (fr) 2021-11-25 2022-11-23 Bande en alliage 6xxx et procede de fabrication

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FRFR2112544 2021-11-25
FR2112544A FR3129408A1 (fr) 2021-11-25 2021-11-25 Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023094773A1 true WO2023094773A1 (fr) 2023-06-01

Family

ID=80447382

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2022/052168 WO2023094773A1 (fr) 2021-11-25 2022-11-23 Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication

Country Status (3)

Country Link
CA (1) CA3236489A1 (fr)
FR (1) FR3129408A1 (fr)
WO (1) WO2023094773A1 (fr)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020005232A1 (en) 2000-04-13 2002-01-17 Shinji Matsuda Aluminum alloy plate excelling in filiform corrosion resistance and method of fabricating same
US20020012605A1 (en) 2000-04-20 2002-01-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof
JP2010156024A (ja) * 2008-12-29 2010-07-15 Furukawa-Sky Aluminum Corp 冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法、および冷間プレス成形方法
JP2011111657A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Furukawa-Sky Aluminum Corp 塗装焼付け硬化性を有する冷間プレス成形用アルミニウム合金板ブランクの製造方法、およびそのブランクを用いた冷間プレス成形方法および成形品
JP2011252212A (ja) 2010-06-03 2011-12-15 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ６０００系アルミニウム合金材の成形加工方法および成形加工品
WO2016012691A1 (fr) 2014-07-23 2016-01-28 Constellium Neuf-Brisach Procédé et équipement de refroidissement
JP2017061709A (ja) 2015-09-23 2017-03-30 株式会社Uacj 耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法
EP3227036A1 (fr) * 2014-12-03 2017-10-11 Arconic Inc. Procédés de coulée continue de nouveaux alliages d'aluminium 6xxx et produits fabriqués à partir de ceux-ci

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020005232A1 (en) 2000-04-13 2002-01-17 Shinji Matsuda Aluminum alloy plate excelling in filiform corrosion resistance and method of fabricating same
US20020012605A1 (en) 2000-04-20 2002-01-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof
JP2010156024A (ja) * 2008-12-29 2010-07-15 Furukawa-Sky Aluminum Corp 冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法、および冷間プレス成形方法
JP2011111657A (ja) * 2009-11-27 2011-06-09 Furukawa-Sky Aluminum Corp 塗装焼付け硬化性を有する冷間プレス成形用アルミニウム合金板ブランクの製造方法、およびそのブランクを用いた冷間プレス成形方法および成形品
JP2011252212A (ja) 2010-06-03 2011-12-15 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ６０００系アルミニウム合金材の成形加工方法および成形加工品
WO2016012691A1 (fr) 2014-07-23 2016-01-28 Constellium Neuf-Brisach Procédé et équipement de refroidissement
EP3227036A1 (fr) * 2014-12-03 2017-10-11 Arconic Inc. Procédés de coulée continue de nouveaux alliages d'aluminium 6xxx et produits fabriqués à partir de ceux-ci
JP2017061709A (ja) 2015-09-23 2017-03-30 株式会社Uacj 耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA3236489A1 (fr) 2023-06-01
FR3129408A1 (fr) 2023-05-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2697406B1 (fr) Alliages aluminium cuivre magnesium performants a haute temperature
EP3303646B1 (fr) Tole pour carrosserie automobile a résistance mécanique élevée
CA2961712C (fr) Toles isotropes en alliage d&#39;aluminium-cuivre-lithium pour la fabrication de fuselages d&#39;avion
EP3384060B1 (fr) Tole mince a haute rigidite pour carrosserie automobile
EP3362282B1 (fr) Composant de structure de caisse automobile presentant un excellent compromis entre resistance mecanique et comportement au crash
EP4162089B1 (fr) Utilisation de produits en alliage aluminium cuivre magnesium performants a haute temperature
EP3824110A1 (fr) Procede de fabrication de toles minces en alliage d&#39;aluminium 7xxx aptes a la mise en forme et a l&#39;assemblage
EP3728667A1 (fr) Procede de fabrication ameliore de toles en alliage d&#39;aluminium-cuivre-lithium pour la fabrication de fuselage d&#39;avion
WO2016031937A1 (fr) Tôle d&#39;alliage d&#39;aluminium pour formage
WO2018185425A1 (fr) Procede ameliore de fabrication de composant de structure de caisse automobile
JP2023514331A (ja) 改善された耐食性及び接合性能のためのアルミニウム合金微細構造の制御
EP3199655A2 (fr) Tole en alliage d&#39;aluminium pour structure de caisse automobile
WO2023094773A1 (fr) Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication
KR20180095116A (ko) 알루미늄 합금판
JPH10259464A (ja) 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
JP2000160272A (ja) プレス成形性に優れたＡｌ合金板
WO2022263782A1 (fr) Bande en alliage 6xxx et procede de fabrication
JPH09279281A (ja) 耐蝕性に優れた缶蓋材用Ａｌ合金焼付塗装板とその製造方法
WO2023187301A1 (fr) Tôle en alliage 6xxx de recyclage et procédé de fabrication
FR3132306A1 (fr) Tôle mince améliorée en alliage d’aluminium-cuivre-lithium
JPH05320805A (ja) しごき成形性に優れた耳率が低いアルミニウム合金板

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22826156

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 3236489

Country of ref document: CA