Domaine de l'invention

L'invention a pour objet un procédé de fabrication de produits corroyés en alliage d'aluminium et de magnésium, connus également sous le nom d'alliage d'aluminium de la série 5XXX selon l'Aluminium Association, plus particulièrement des produits en alliage Al-Mg contenant du Se présentant une résistance mécanique élevée, une ténacité élevée et une bonne aptitude à la mise en forme. L'invention a également pour objet des produits susceptibles d'être obtenus par ledit procédé ainsi que l'utilisation de ces produits destinés aux transports et en particulier à la construction aéronautique et spatiale.

Etat de la technique

Des produits corroyés en alliage d'aluminium sont développés notamment pour produire des éléments de structure destinés à l'industrie du transport, en particulier à l'industrie aéronautique et à l'industrie spatiale. Pour ces industries, les performances des produits doivent sans cesse être améliorées et de nouveaux alliages sont développés pour présenter notamment une résistance mécanique élevée, une faible densité, une ténacité élevée, une excellente résistance à la corrosion et une très bonne aptitude à la mise en forme. En particulier, la mise en forme peut être réalisée à chaud, par exemple par fluage (creep forming), et les propriétés mécaniques ne doivent pas diminuer à l'issue de cette mise en forme.

Les alliages Al-Mg ont été intensivement étudiés dans l'industrie du transport, notamment du transport routier et maritime, en raison de leurs excellentes propriétés d'emploi telles que la soudabilité, la résistance à la corrosion et la formabilité, notamment dans les états peu écrouis tels que l'état O et l'état Hl 1 1. Ces alliages présentent cependant une résistance mécanique relativement faible pour l'industrie aéronautique et l'industrie spatiale.

Le brevet US 5,624,632 décrit un alliage de composition 3 - 7 % en poids de magnésium, 0.03 - 0.2 % en poids de zirconium, 0.2 - 1.2 % en poids de manganèse, jusque 0.15 % en poids de silicium et 0,05 - 0,5 % en poids d'un élément formant des dispersoïdes dans le groupe scandium, erbium, yttrium, gadolinium, holmium et hafnium.

Le brevet US 6,695,935 décrit un alliage de composition, en % en poids, Mg 3.5-6.0, Mn 0.4-1.2, Zn 0.4-1.5, Zr 0.25 max., Cr 0.3 max., Ti 0.2 max., Fe 0.5 max., Si 0.5 max., Cu 0.4 max, un ou plusieurs éléments dans le groupe: Bi 0.005-0.1 , Pb 0.005-0.1, Sn 0.01-0.1 , Ag 0.01 -0.5, Se 0.01-0.5, Li 0.01-0.5, V 0.01 -0.3, Ce 0.01 -0.3, Y 0.01-0.3, and Ni 0.01 -0.3.

La demande de brevet WO 01/12869 décrit un alliage de composition en % en poids 1.0-8.0 % Mg, 0.05-0,6 % Se, 0.05-0.20 % Hf et/ou 0.05-0.20 % Zr, 0.5-2.0 % Cu et/ou 0.5-2.0 % Zn et en addition 0.1-0.8 % en poids de Mn.

La demande de brevet WO2007/020041 décrit un alliage de composition, en % en poids, Mg 3.5 à 6.0, Mn 0.4 à 1.2, Fe < 0.5, Si < 0.5, Cu < 0.15, Zr < 0.5, Cr < 0.3, Ti 0.03 à 0.2, Se < 0.5, Zn < 1.7, Li < 0.5, Ag < 0.4, optionnellement un ou plusieurs éléments formant des dispersoïdes dans le groupe erbium, yttrium, hafnium, vanadium, chacun < 0.5 % en poids.

Les produits décrits dans ces brevets ne sont pas suffisants en termes de compromis entre résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. En particulier, il est important que les propriétés mécaniques ne diminuent pas après un traitement thermique à 300 - 350 °C, température typique de la température de mise en forme.

Il existe donc un besoin pour des produits corroyés en alliage Al-Mg présentant une faible densité ainsi que des propriétés améliorées par rapport à celles des produits connus, en particulier en termes de résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. De tels produits doivent de plus pouvoir être obtenus selon un procédé de fabrication fiable, économique et facilement adaptable à une ligne de fabrication conventionnelle.

Objet de l'invention

Un premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'un produit corroyé en alliage d'aluminium dans lequel :

a) on élabore un bain de métal liquide à base d'aluminium de composition, en % en poids,

Mg : 3,8-4,2 ;

Mn : 0,3-0,8 ; de préférence 0,5 - 0,7

Se : 0,1-0,3 ;

Zn : 0,1-0,4 ;

Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ;

Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ;

Cr : < 0,01 ;

Fe : < 0,15 ;

Si < 0,1 ;

autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association, reste aluminium ;

b) on coule une forme brute à partir dudit bain de métal ;

c) on homogénéise la dite forme brute à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures,

le temps équivalent t(eq) à 400 °C étant défini par la formule :

dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue avec le temps t (en heures) et Tref est une température de référence de 400 °C (673 K), t(eq) étant exprimé en heures, la constante Q/R = 29122 K étant dérivée de l'énergie d'activation pour la diffusion du Zr, Q = 242000 J/mol, d) on déforme à chaud avec une température initiale comprise entre 350°C et 450 °C et on déforme optionnellement à froid la forme brute ainsi homogénéisée ; e) optionnellement on effectue un planage et/ou un redressage

f) optionnellement on réalise un recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C.

Un second objet de l'invention est un produit corroyé en alliage d'aluminium de composition, en % en poids,

Mg : 3,8-4,2 ;

Mn : 0,3 - 0,8 de préférence 0,5-0,7 ;

Se : 0,1-0,3 ;

Zn : 0,1 -0,4 ;

Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ;

Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ;

Cr : < 0,01 ;

Fe : < 0,15 ;

Si < 0,1 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium.

susceptible d'être obtenu par le procédé selon l'invention.

Description de l'invention Sauf mention contraire, toutes les indications concernant la composition chimique des alliages sont exprimées comme un pourcentage en poids basé sur le poids total de l'alliage. A titre d'exemple, l'expression 1 ,4 Cu signifie que la teneur en cuivre exprimée en % en poids est multipliée par 1 ,4. La désignation des alliages se fait en conformité avec les règlements de « The Aluminium Association », connus de l'homme du métier. Les définitions des états métallurgiques sont indiquées dans la norme européenne EN 515 (1993). Les caractéristiques mécaniques statiques en traction, en d'autres termes la résistance à la rupture R _m , la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2% d'allongement R _P o,2, et l'allongement à la rupture A%, sont déterminés par un essai de traction selon la norme NF EN ISO 6892-1 (2009), le prélèvement et le sens de l'essai étant définis par la norme EN 485-1 (2016).

La ténacité sous contrainte plane est déterminée grâce à une courbe du facteur d'intensité de contrainte KR en fonction de l'extension de fissure effective Aa^s connue comme la courbe R, selon la norme ASTM E 561 (2010). Le facteur d'intensité de contrainte critique Kc, en d'autres termes le facteur d'intensité qui rend la fissure instable, est calculé à partir de la courbe R. Le facteur d'intensité de contrainte Kco est également calculé en attribuant la longueur de fissure initiale à la charge critique, au commencement de la charge monotone. Ces deux valeurs sont calculées pour une éprouvette de la forme requise. Ka _PP représente le facteur Kco correspondant à l'éprouvette qui a été utilisée pour effectuer l'essai de courbe R. Kefr représente le facteur Kc correspondant à l'éprouvette qui a été utilisée pour effectuer l'essai de courbe R. KR60 correspond à la valeur de KR pour une extension de fissure effective

Dans le cadre de l'invention, la structure granulaire des échantillons est caractérisée dans le plan LxTC à mi-épaisseur, t/2, et est évaluée quantitativement après une attaque métallographique de type oxydation anodique et sous lumière polarisée :

_ le terme « essentiellement non-recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire ne présente pas ou peu de grains recristallisés, typiquement moins de 20%, préférentiellement moins de 15% et plus préférentiellement encore moins de 10% des grains sont recristallisés;

_ le terme « recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire présente une proportion importante de grains recristallisés, typiquement plus de 50%, préférentiellement plus de 60% et plus préférentiellement encore plus de 80% des grains sont recristallisés.

Sauf mention contraire, les définitions de la norme EN 12258-1 (1998) s'appliquent. Dans le cadre de la présente invention, on appelle « élément de structure » ou « élément structural » d'une construction mécanique une pièce mécanique pour laquelle les propriétés mécaniques statiques et/ou dynamiques sont particulièrement importantes pour la performance de la structure et pour laquelle un calcul de structure est habituellement prescrit ou réalisé. Il s'agit typiquement d'éléments dont la défaillance est susceptible de mettre en danger la sécurité de ladite construction, de ses utilisateurs, de ses usagers ou d'autrui. Pour un avion, ces éléments de structure comprennent notamment les éléments qui composent le fuselage (tels que la peau de fuselage, (fuselage skin en anglais), les raidisseurs ou lisses de fuselage (stringers), les cloisons étanches (bulkheads), les cadres de fuselage (circumferential frames), les ailes (tels que la peau de voilure extrados ou intrados (upper or lower wing skin), les raidisseurs (stringers ou stiffeners), les nervures (ribs), les longerons (spars), les profilés de plancher (floor beams) et les rails de sièges (seat tracks)) et l'empennage composé notamment de stabilisateurs horizontaux et verticaux (horizontal or vertical stabilisers), ainsi que les portes.

Les présents inventeurs ont constaté que pour une composition selon l'invention, il est possible d'obtenir en contrôlant les conditions d'homogénéisation un produit corroyé avantageux, dont les propriétés mécaniques présentent un compromis entre résistance mécanique et ténacité utile pour la construction aéronautique et dont les propriétés sont stables après un traitement thermique correspondant à des conditions de mises en forme à chaud.

Selon l'invention, on élabore un bain de métal liquide à base d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 3,8-4,2 ; Mn : 0,3 - 0,8 de préférence 0,5-0,7 ; Se : 0,1-0,3 ; Zn : 0,1 -0,4 ; Ti : 0,01 - 0,05 de préférence 0,015-0,030 ; Zr : 0,07 - 0,15 de préférence 0,08-0,12 ; Cr : < 0,01 ; Fe : < 0,15 ; Si < 0,1 autres éléments <0,05 chacun et <0,15 en association, reste aluminium. La composition selon l'invention est remarquable du fait d'une faible addition de titane de 0,01 - 0,05 et de préférence de 0,015 à 0,030 % en poids et de manière préférée de 0,018 à 0,024 % en poids et par l'absence d'addition de chrome, dont la teneur est inférieure à 0,01 % en poids. Des propriétés mécaniques statiques élevées (Rp0.2, Rm) sont obtenues malgré ces faibles additions car les conditions d'homogénéisation sont soigneusement contrôlées. Ainsi, de façon surprenante, il est possible d'éviter la recristallisation lors de la mise en forme à chaud avec de faibles additions de titane et en l'absence d'addition de chrome, et d'atteindre simultanément des propriétés mécaniques statiques élevées, ce qui pourrait être obtenu notamment par de fortes additions de Cr et Ti, et une ténacité élevée.

L'addition de Mn, Se, Zn et Zr est nécessaire pour obtenir le compromis souhaité entre résistance mécanique, ténacité et aptitude à la mise en forme à chaud. La teneur en fer est maintenue inférieure à 0,15 % en poids et de préférence inférieure à 0,1 % en poids. La teneur en silicium est maintenue inférieure à 0,1 % en poids et de préférence inférieure à 0,05 % en poids. La présence de fer et de silicium au-delà des maxima indiqués a un impact défavorable notamment sur la ténacité. Les autres éléments sont des impuretés c'est-à-dire des éléments dont la présence n'est pas intentionnelle, leur présence doit être limitée à 0,05 % chacun et 0,15 % en association et de préférence à 0,03 % chacun et 0,10 % en association.

Selon l'invention, on homogénéise la dite forme brute à une température comprise entre 370°C et 450 °C, pendant une durée comprise entre 2 et 50 heures telle que le temps équivalent à 400 °C soit compris entre 5 et 100 heures,

le temps équivalent t(eq) à 400 °C étant défini par la formule :

dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue avec le temps t (en heures) et Tref est une température de référence de 400 °C (673 K), t(eq) étant exprimé en heures, la constante Q/R = 29122 K étant dérivée de l'énergie d'activation pour la diffusion du Zr, Q = 242000 J/mol.

De préférence la durée d'homogénéisation est comprise entre 5 et 30 heures. De manière avantageuse le temps équivalent à 400 °C est compris entre 6 et 30 heures.

Une trop faible température et/ou durée d'homogénéisation ne permettent pas de former des dispersoïdes pour contrôler la recristallisation. De façon surprenante, lorsque température et/ou durée d'homogénéisation sont trop élevées, les propriétés obtenues ne sont pas stables à la température typique de mise en forme à chaud de 300 - 350 °C, notamment car les produits recristallisent.

La déformation à chaud peut être réalisée directement après l'homogénéisation sans refroidissement jusqu'à température ambiante, la température initiale de déformation à chaud devant être comprise entre 350 et 450 °C. Alternativement, on peut refroidir la forme brute jusqu'à température ambiante après homogénéisation et réchauffer la forme brute jusqu'à une température initiale de déformation à chaud comprise entre 350 et 450 °C. Dans le cas d'un réchauffage, il convient de veiller à ce que le temps équivalent à 400 °C lors du réchauffage soit faible, typiquement inférieur à 10%, en comparaison avec le temps équivalent à 400 °C lors de l'homogénéisation.

Lors de la déformation à chaud, la température du métal peut dans certains cas augmenter, cependant il convient de veiller à ce que le temps équivalent à 400 °C lors de la déformation à chaud soit faible, typiquement inférieur à 10%, en comparaison avec le temps équivalent à 400 °C lors de l'homogénéisation. Il est en tous cas préférable que la température lors de la déformation à chaud ne dépasse pas 460 °C et de préférence ne dépasse pas 440 °C. Après déformation à chaud on peut réaliser une déformation à froid. Dans un premier mode de réalisation, le corroyage est réalisé par laminage pour obtenir une tôle. Selon ce premier mode l'épaisseur finale de la tôle obtenue est inférieure à 12 mm.

Dans un second mode de réalisation, le corroyage est réalisé par extrusion pour obtenir un profilé.

Dans le premier mode de réalisation, on réalise typiquement la déformation à chaud jusqu'à une épaisseur d'environ 4 mm puis la déformation à froid pour une épaisseur comprise entre 0,5 et 4 mm.

Après déformation à chaud et optionnellement à froid, il peut être avantageux d'effectuer un planage et/ou un redressage. Lors des opérations de planage et/ou de redressage, la déformation permanente est typiquement inférieure à 2%, de préférence d'environ 1%.

Optionnellement on réalise un recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C. La durée du recuit est typiquement comprise entre 1 et 4 heures. Ce recuit a principalement une fonction de stabilisation des propriétés mécaniques de façon à ce qu'elles n'évoluent pas lors d'une mise en forme ultérieure à une température voisine. Les produits selon l'invention présentent l'avantage d'avoir des propriétés mécaniques très stables à cette température. Ainsi pour les produits dont l'épaisseur finale de 4 à 6 mm est obtenue par laminage à chaud, la variation de propriété mécanique statique est au plus de 10% et de préférence au plus de 6% après un recuit entre 300 et 350 °C et pour les produits dont l'épaisseur finale d'environ 2 mm est obtenue par laminage à froid, la variation de propriété mécanique statique est au plus de 40% et de préférence au plus de 30% après un recuit entre 300 et 350 °C. Il est donc possible dans le cadre du procédé selon l'invention de ne pas réaliser de recuit de stabilisation et de procéder directement à la mise en forme, en particulier pour les produits dont l'épaisseur finale est obtenue par laminage à chaud. Grâce au procédé selon l'invention, les produits selon l'invention conservent une structure granulaire essentiellement non-recristallisée après un recuit entre 300 et 350 °C.

Les tôles d'épaisseur inférieure à 12 mm obtenues par le procédé selon l'invention sont avantageuses, ayant de préférence les caractéristiques suivantes :

(a) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou

(b) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa, ces propriétés étant atteintes même dans le cas où l'étape optionnelle de recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C est effectuée.

Avantageusement les tôles d'épaisseur inférieure à 4 mm obtenues par le procédé selon l'invention ont une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL d'au moins 300 MPa, et de préférence d'au moins 320 MPa, ces propriétés étant atteintes même dans le cas où l'étape optionnelle de recuit à une température comprise entre 300 °C et 350 °C est effectuée. Les tôles selon l'invention présentent de manière préférée des propriétés de ténacité avantageuses, notamment :

(c) une ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens L-T (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aa^s de 60 mm d'au moins 155 MPa m , et de préférence d'au moins 165 MPaVm et/ou

(d) une ténacité KR60, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens T-L (avec 2ao = 253 mm), pour une extension de fissure effective Aa _e ff de 60 mm d'au moins 160 MPa m , et de préférence d'au moins 170 MPaVm .

De préférence, pour les produits selon l'invention, la ténacité KR dans le sens T-L est supérieure à celle dans le sens L-T.

De préférence la ténacité Kapp, mesurée sur des éprouvettes de type CCT760 dans le sens T-L (avec 2ao = 253 mm), est d'au moins 125 MPa , et de préférence d'au moins 130 MPa

Les produits selon l'invention peuvent être mis en forme à une température comprise entre 300 °C et 350 °C pour obtenir des éléments de structure pour avion, de préférence des éléments de fuselage.

Les éléments de fuselage d'aéronef selon l'invention sont avantageux car ils présentent

(a) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens TL est d'au moins 250 MPa, et de préférence d'au moins 260 MPa et/ou

(b) une limite d'élasticité conventionnelle mesurée à 0,2% d'allongement dans le sens L est d'au moins 260 MPa, et de préférence d'au moins 270 MPa. Exemples Exemple 1

Plusieurs plaques d'épaisseur 400 mm dont la composition est donnée dans le tableau 1 ont été coulées. Si Fe Cr Mn Mg Zn Ti Zr Sc

A 0,02 0,05 <0,01 0,62 4,05 0,28 0,023 0,10 0,19

B 0,02 0,04 <0,01 0,59 3,99 0,29 0,038 0,10 0,19

Tableau 1 : Composition en % en poids (analyse par spectro mètre d'émissions optiques à étincelles, S-OES).

La plaque en alliage A a été homogénéisée 5h à 445°C tandis que la plaque en alliage B a été homogénéisée 15h à 515 °C. Les plaques ainsi homogénéisées ont été laminées à chaud directement après homogénéisation avec une température de début de laminage à chaud de 415 °C pour la plaque A et de 480 °C pour la plaque B, pour obtenir des tôles ayant une épaisseur de 4 mm.

Les caractéristiques mécaniques statiques en traction de la tôle en alliage A sont restées élevées tant à l'état tel que laminé à chaud (LAC) qu'à l'état recuit (traitement de recuit de 4h à 325°C) tandis que celles de la tôle en alliage B ont chuté après recuit.

Tableau 2 : Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles à l'état tel que laminé à chaud (LAC) et à l'état recuit (4h à 325°C).

Les tôles de 4 mm ont été laminées à froid jusqu'à une épaisseur de 2 mm en trois passes sans traitement thermique intermédiaire, puis ont subi un planage. Différents traitement thermiques ont été réalisés après laminage à froid. Les résultats des mécaniques en traction sont présentés dans le tableau 3.

Tableau 3 : Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles laminées à froid et ayant subi un recuit dans différentes conditions.

La structure granulaire des tôles a été observée après une attaque métallographique de type oxydation anodique et sous lumière polarisée après laminage à froid (LAF) ou après laminage à froid et recuit de 2h à 325 °C.

Une évaluation qualitative de la microstructure a été réalisée :

Le tableau 4 présente les résultats des observations microstructurales des tôles de composition A et B aux états brut de laminage à froid et après traitement de recuit (2h 325°C).

Tableau 4 : Microstructure (plan LxTC, à mi-épaisseur) des tôles

L'alliage A selon l'invention présente une excellente résistance à la recristallisation. Exemple 2

Dans cet exemple, on a étudié l'effet des conditions d'homogénéisation avant déformation à chaud sur les propriétés mécaniques. Des blocs en alliage A de dimension 5 250 x 180 x 120 mm ont été laminés à chaud dans différentes conditions, jusqu'à une épaisseur de 8 ou 12 mm. Les conditions sont décrites dans le Tableau 5

Tableau 5 : Conditions de transformation de différents blocs en alliage A 0 Les propriétés mécaniques ont été mesurées sur les tôles telles que laminées ou ayant subi un traitement. Les résultats sont présentés dans le tableau 6

Tableau 6 Caractéristiques mécaniques statiques obtenues pour les différentes tôles à l'état tel que laminé à chaud (LAC) et à l'état recuit (4h à 325°C).

5 Les produits obtenus par le procédé selon l'invention (CD3, CFl , CF2, CF3) présentent des caractéristiques mécaniques avantageuses, notamment Rp0.2 dans le sens L d'au moins 260 MPa après LAC et après recuit de 4h à 325.