Domaine de l'invention

L'invention concerne des produits corroyés en alliage d'aluminium et de magnésium (type Al-Mg, connu également sous le nom d'alliage d'aluminium de la série 5XXX selon l'Aluminium Association), plus particulièrement des produits en alliage Al-Mg-Zr présentant une résistance mécanique élevée et une bonne aptitude à la mise en forme. L'invention a également pour objet un procédé de fabrication 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 excellente résistance à la corrosion et une très bonne aptitude à la mise en forme. Une telle mise en forme complexe peut être réalisée à chaud, par exemple par fiuage (creep forming).

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. La désignation de ces alliages suit les règles de The Aluminum Association, et celle des états métallurgiques est définie dans la norme européenne EN 515.

Ces alliages présentent cependant une résistance mécanique relativement faible pour l'industrie aéronautique et l'industrie spatiale.

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, résistance à la corrosion et aptitude à la mise en forme. 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 produit corroyé en alliage d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 4,0-5,5 ; Li: 0,4- 0,7; Mn : 0,5-0,9 ; Zr : 0,08-0,15 ; Si : < 0,2 ; Fe : < 0,25 ; Zn : < 0,4 ; Se : < 0,4 ; Ti : < 0,15 ; Er, Yb, Gd, Y, Hf et/ou Nb : < 0,2 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium.

L'invention a également pour objet un procédé de fabrication dudit produit corroyé en alliage d'aluminium comprenant les étapes successives :

a) coulée d'une forme brute en alliage d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 4,0-5,5 ; Li: 0,4- 0,7; Mn : 0,5-0,9 ; Zr : 0,08-0,15 ; Si : < 0,2 ; Fe : < 0,25 ; Zn : < 0,4 ; Se : < 0,4 ; Ti : < 0,15 ; Er, Yb, Gd, Y, Hf et/ou Nb : < 0,2 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium ;

b) optionnellement, homogénéisation ;

c) déformation à chaud de la forme brute à une température de fin de déformation supérieure à 250°C, préférentiellement comprise entre 250 et 350°C ;

d) traitement thermique ou thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C. L'invention a encore pour objet l'utilisation dudit produit corroyé pour réaliser des éléments de structure d'aéronefs en alliage d'aluminium selon l'invention, ayant subi un traitement thermique ou un traitement thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C et ayant, à mi-épaisseur, pour une épaisseur de 0,5 à 30 mm, une microstructure essentiellement non-recristallisée.

Description des figures Figure 1 : Micrographie représentative d'une micro structure dite « non-recristallisée » (échantillon de l'alliage C observé après un traitement thermique de lh à 300°C et une attaque de type oxydation anodique, plan LxTC à mi-épaisseur).

Figure 2 : Micrographie représentative d'une microstructure dite « partiellement recristallisée » (échantillon de l'alliage B observé après un traitement thermique de lh à 300°C et une attaque de type oxydation anodique, plan LxTC à mi-épaisseur).

Figure 3 : Micrographie représentative d'une microstructure dite « recristallisée » (échantillon de l'alliage A observé après un traitement thermique de lh à 300°C et une attaque de type oxydation anodique, plan LxTC à mi-épaisseur).

Figure 4 : Corrélation entre dureté Vickers HV20 et limite d'élasticité R _p0 . ₂

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.

La densité dépend de la composition et est déterminée par calcul plutôt que par une méthode de mesure de poids. Les valeurs sont calculées en conformité avec la procédure de « The Aluminium Association », qui est décrite pages 2-12 et 2-13 de « Aluminum Standards and Data ». Les définitions des états métallurgiques sont indiquées dans la norme européenne EN 515.

La micro structure (structure des grains dans le plan LxTC à mi-épaisseur, t/2) des échantillons est évaluée quantitativement pour la présente invention 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 (la figure 1 est une micrographie représentative de cette microstructure dite « essentiellement non-recristallisée ») ;

_ 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 (la figure 2 est une photographie représentative de cette microstructure dite « recristallisée ») ;

_ le terme « partiellement recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire est intermédiaire entre les deux précédentes (la figure 1 est une photographie représentative de cette microstructure dite « partiellement recristallisée »).

La dureté Vickers est déterminée selon la norme NF EN ISO 6507-1 (mars 2006) dans le plan LxLT des échantillons et après usinage d' l/10eme de l'épaisseur de la tôle (charge de 20 kg). Il est connu que l'évolution des propriétés, et de la dureté en particulier, est un moyen d'évaluer le niveau de restauration / recristallisation d'un alliage d'aluminium (R. Develay . Traitements thermiques des alliages d'aluminium. Techniques de l'Ingénieur, 1986, vol. M1290, p.1 1 / G. E. Tooten, D. S. MacKenzie. Handbook of Aluminum - Volume 2 : Alloy production and materials manufacturing, 2005, p.202). Le paramètre λ, représentant la perte de dureté associée à un traitement thermique, est défini comme suit :

^ MV tel que déformé— MV

MV tel que déformé— MV reX avec HVtei que déformé : dureté initiale après déformation à chaud ;

HVrex : dureté correspondant à l'état recristallisé (ici après lh à 400°C) ;

HV : dureté de l'échantillon.

Il est typiquement admis qu'au-delà d'une perte de dureté de 40% (λ > 0.4), un alliage d'aluminium commence à recristalliser (R. Develay . Traitements thermiques des alliages d'aluminium. Techniques de l'Ingénieur, 1986, vol. M1290, p.11 / G. E. Tooten, D. S. MacKenzie. Handbook of Aluminum - Volume 2 : Alloy production and materials manufacturing, 2005, p.202).

Sauf mention contraire, les définitions de la norme EN 12258 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. Le produit corroyé en alliage d'aluminium selon l'invention a la composition particulière, en % en poids, suivante : Mg : 4,0-5,5 ; Li: 0,4 - 0,7; Mn : 0,5-0,9 ; Zr : 0,08-0,15 ; Si : < 0,2 ; Fe : < 0,25 ; Zn : < 0,4 ; Se : < 0,4 ; Ti : < 0,15 ; Er, Yb, Gd, Y, Hf et/ou b : < 0,2 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium. Un tel produit est en particulier apte à être soumis à un traitement thermique de désensibilisation à la corrosion et/ou apte à être mis en forme à chaud par traitement thermo mécanique, en particulier par fluage, à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C, tout en conservant, à mi-épaisseur, pour une épaisseur de 0,5 à 20 mm, préférentiellement de 0,5 à 15 mm et, plus préférentiellement encore de 0,5 à 10 mm, une micro structure essentiellement non-recristallisée.

Selon un mode de réalisation avantageux, l'alliage d'aluminium dudit produit corroyé comprend de 4,4 à 5,3% en poids de Mg, préférentiellement de 4,8 à 5,2% en poids de Mg. D'excellents résultats ont été obtenus pour des alliages selon ce mode de réalisation notamment pour ce qui concerne les propriétés mécaniques statiques.

L'alliage d'aluminium comprend de 0,4 à 0,7% en poids de Li, préférentiellement de 0,4 à 0,6% en poids de Li. Les présents inventeurs ont constaté qu'une telle teneur en lithium permet, en présence de certains éléments d'addition formant des phases de structure cristallo graphiques Ll ₂ dont en particulier le zirconium, de conserver une microstructure essentiellement non-recristallisée lors d'un traitement thermique ou thermomécanique tel que précédemment décrit. Une telle teneur en Li permet d'améliorer très signifïcativement les propriétés mécaniques statiques, en particulier la limite d'élasticité (R _P o,2) des produits corroyés selon l'invention. Dans un mode de réalisation préféré, la densité desdits produits corroyés selon l'invention est inférieure à 2,64, plus préférentiellement inférieure à 2,62.

Le produit corroyé en alliage d'aluminium selon l'invention comprend de 0,5 à 0,9% en poids de Mn, préférentiellement de 0,6 à 0,9% en poids de Mn. Une teneur en manganèse contrôlée contribue à l'amélioration des caractéristiques mécaniques statiques. Le produit en alliage d'aluminium selon l'invention comprend de 0,08 à 0,15% en poids de Zr, préférentiellement de 0,1 1 à 0,15%. Les présents inventeurs pensent qu'une telle teneur en Zr, associée notamment à la teneur particulière de Li, permet la formation de dispersoïdes A (Zr,Li) de structure cristallo graphique Ll ₂ , conférant au produit selon l'invention une résistance à la recristallisation élevée, notamment lors d'un traitement thermique ou thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C. L'absence substantielle ou la faible quantité de lithium en solution solide dans l'alliage à l'issue du procédé de fabrication selon l'invention paraît donc une caractéristique essentielle à la résistance à la recristallisation précédemment décrite.

Le produit en alliage selon l'invention peut également comprendre une teneur de scandium inférieure ou égale à 0,4% en poids, préférentiellement de 0,15 à 0,3% en poids. Les présents inventeurs pensent que la présence de scandium dans une telle teneur limitée, en combinaison avec la présence de Zr et de Li, est susceptible d'amplifier la résistance à la recristallisation décrite ci-avant.

Le produit corroyé en alliage d'aluminium peut en outre comprendre du Fe dans une teneur, en % en poids, inférieure ou égale à 0,25%, préférentiellement inférieure ou égale à 0,1%, plus préférentiellement encore inférieure ou égale à 0,07%. Les présents inventeurs pensent qu'une teneur minimum en Fe, ainsi qu'éventuellement celle de Si, peut contribuer à améliorer les propriétés mécaniques et notamment les propriétés en fatigue de l'alliage. De même, l'alliage d'aluminium peut comprendre jusqu'à 0,2% en poids de Si, préférentiellement la teneur en Si est inférieure ou égale à 0,1% en poids, préférentiellement 0,05%. D'excellents résultats ont en particulier été obtenus pour une teneur en Fe de 0,02 à 0,07 % en poids et/ ou une teneur en Si de 0,02 à 0,05% en poids. Le produit corroyé en alliage d'aluminium peut également comprendre du Zn dans une teneur, en % en poids, inférieure ou égale à 0,4%, préférentiellement de 0,2 à 0,4%. La présence de Zn dans une teneur limitée a donné d'excellents résultats en termes de combinaison de propriétés de densité et de résistance à la corrosion notamment.

Selon un mode de réalisation, le produit corroyé en alliage d'aluminium comprend du Ti dans une teneur, en % en poids, inférieure ou égale à 0,15, préférentiellement inférieure ou égale à 0,05, plus préférentiellement de 0,005 à 0,04%, et plus préférentiellement encore de 0,01 à 0,03% de Ti. La présence de Ti dans une telle teneur spécifique permet le contrôle de taille de grains lors de la coulée de l'alliage.

Le produit corroyé en alliage d'aluminium peut également comprendre au moins un élément choisi parmi : erbium, ytterbium, gadolinium, yttrium, hafnium et niobium, la teneur totale de ce ou ces éléments, en % en poids, étant inférieure ou égale à 0,2, préférentiellement de 0,05 à 0,2. La présence de l'un au moins de ces éléments permet de renforce l'effet du Li en présence de Zr pour la formation de dispersoïdes A (Zr,Li) de structure cristallographique Ll ₂ .

Le produit en alliage d'aluminium selon l'invention peut en outre comprendre jusqu'à 0,05% en poids chacun et jusqu'à 0,15% en poids en association d'autres éléments, ajoutés volontairement ou non.

Certains éléments peuvent être néfastes pour les alliages Al-Mg-Li-Zr tels que précédemment décrits, en particulier pour des raisons de transformation de l'alliage telles que la toxicité et/ou les casses lors de la déformation. Il est donc préférable de limiter ces éléments à un niveau très faible, i.e. inférieur ou égal à 0,05 % en poids ou même moins. Dans un mode de réalisation avantageux, les produits selon l'invention ont une teneur maximale de 10 ppm de Na, préférentiellement de 8 ppm de Na, et/ou une teneur maximale de 20 ppm de Ca.

Le produit corroyé en alliage d'aluminium selon l'invention est en particulier apte à être traité thermique ou thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C, préférentiellement pendant une durée de 30 min à 4h, plus préférentiellement de lh à 3h, tout en conservant, à mi-épaisseur, pour une épaisseur de 0,5 et 20mm, une micro structure essentiellement non-recristallisée.

Ledit produit corroyé présente en outre une dureté HV telle que λ < 0,4, préférentiellement < 0,3 et, plus préférentiellement encore < 0,25.

Le procédé de fabrication des produits selon l'invention comprend les étapes successives d'élaboration d'un bain de métal liquide de façon à obtenir un alliage Al- Mg-Li-Zr selon la composition particulière de la présente invention ; la coulée dudit alliage sous forme brute ; optionnellement l'homogénéisation de la forme brute; la déformation à chaud de la forme brute à une température de fin de déformation supérieure à 250°C, préférentiellement comprise entre 250 et 350°C ; le traitement thermique ou thermomécanique de la forme brute déformée à chaud à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C.

Le procédé de fabrication consiste donc tout d'abord à la coulée d'une forme brute en alliage Al-Mg-Li-Zr de composition, en % en poids : Mg : 4,0-5,5 ; Li: 0,4 - 0,7; Mn : 0,5-0,9 ; Zr : 0,08-0,15 ; Si : < 0,2 ; Fe : < 0,25 ; Zn : < 0,4 ; Se : < 0,4 ; Ti : < 0,15 ; Er, Yb, Gd, Y, Hf et/ou Nb : < 0,2 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium. Un bain de métal liquide est donc réalisé puis coulé sous forme brute, typiquement une plaque de laminage, une billette de filage ou une ébauche de forge. Préférentiellement, le bain de métal liquide est coulé sous forme d'une plaque de laminage.

Suite à l'étape de coulée de la forme brute, le procédé de fabrication comprend optionnellement une étape d'homogénéisation de la forme brute. Préférentiellement, le produit est réchauffé entre 450 et 550°C avant la déformation à chaud.

La forme brute est ensuite déformée à chaud, typiquement par filage, laminage et/ou forgeage, pour obtenir un produit déformé. La déformation à chaud est effectuée à une température de fin de déformation supérieure à 250°C, préférentiellement comprise entre 250 et 350°C. Typiquement, de telles températures de fin de déformation correspondent à des températures d'entrée dans le laminoir d'environ 500°C. Selon un mode de réalisation avantageux, la déformation à chaud est une déformation par laminage de la forme brute.

Le produit déformé à chaud est soumis à un traitement thermique ou thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C, préférentiellement entre 275 et 325°C et ceci préférentiellement pendant une durée de 30 min à 4h, plus préférentiellement de lh à 3h. Ce traitement peut être un traitement thermique permettant une désensibilisation du produit à la corrosion ou un traitement thermomécanique permettant la mise en forme à chaud dudit produit, typiquement sa mise en forme à chaud par fluage, et éventuellement la désensibilisation à la corrosion dudit produit. Selon un mode de réalisation préféré, le procédé selon l'invention est exempt de toute étape de déformation à froid induisant une déformation plastique à froid cumulée supérieure ou égale à 2%, préférentiellement supérieure ou égale à 1 %. Les présents inventeurs ont mis en évidence un effet néfaste d'une telle étape de déformation à froid sur la résistance à la recristallisation précédemment décrite pour le produit objet de la présente invention. Les produits corroyés selon l'invention sont préférentiellement des produits filés tels que des profilés, des produits laminés tels que des tôles ou des tôles épaisses et/ou des produits forgés. Préférentiellement, les produits corroyés selon l'invention sont des tôles.

Avantageusement, et notamment pour les tôles de fuselage, les produits corroyés selon l'invention ont une épaisseur de 0,5 à 30 mm, préférentiellement de 0,5 à 20 mm, plus préférentiellement de 0,5 à 15 mm et, plus préférentiellement encore de 2 à 8 mm.

Le procédé précédemment décrit permet l'obtention de produits corroyés ayant, à mi- épaisseur, pour une épaisseur telle que décrite ci-dessus, une microstructure essentiellement non- recristallisée. Lesdits produits corroyés présentent en outre une dureté HV telle que λ < 0,4, préférentiellement < 0,3 et, plus préférentiellement encore < 0,25.

Les produits corroyés selon l'invention sont avantageusement utilisés pour réaliser un élément de structure d'aéronef, préférentiellement une peau de fuselage.

Les produits et procédés selon l'invention permettent en particulier l'obtention d'éléments de structure d'aéronefs en alliage d'aluminium de composition, en % en poids, Mg : 4,0-5,5 ; Li: 0,4 - 0,7; Mn : 0,5-0,9 ; Zr : 0,08-0,15 ; Si : < 0,2 ; Fe : < 0,25 ; Zn : < 0,4 ; Se : < 0,4 ; Ti : < 0,15 ; Er, Yb, Gd, Y, Hf et/ou Nb : < 0,2 ; autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 en association ; reste aluminium ; ayant subi un traitement thermique ou un traitement thermomécanique à une température comprise entre 250 et 350°C et ayant, à mi-épaisseur, pour une épaisseur de 0,5 et 30 mm, une micro structure essentiellement non-recristallisée.

Exemple Plusieurs formes brutes en alliage Al-Mg-Zr dont la composition est donnée dans le tableau 1 ont été coulées. L'alliage C présente une composition selon l'invention. La densité des alliages a été calculée en conformité avec la procédure de The Aluminium Association décrite en pages 2-12 et 2-13 de « Aluminum Standards and Data ».

Tableau 1 : Composition en % en poids et densité des alliages Al-Mg-Zr utilisés

Des lingotins (180x30x262mm) ont été coulés sous atmosphère inerte. Ils ont subi une étape de traitement thermique de 12h à 510-530°C. Des échantillons de 12 mm d'épaisseur prélevés dans ces lingotins ont été déformés à chaud en compression plane à 270-290°C et jusqu'à une épaisseur de 3 mm à l'aide d'une machine de type « Servotest » ®. La moitié des échantillons a finalement été soumise à un traitement thermique d'environ lh à 300 ± 3°C ou d'environ lh à 400 ± 3°C, ce traitement thermique étant représentatif d'une étape de mise en forme à chaud tel qu'une étape de « creep-forming » utilisée pour la mise en forme de panneaux double courbure des panneaux de fuselage utilisés dans le domaine de l'aéronautique.

La dureté Vickers a également été mesurée pour les alliages et conditions précédemment décrits (plan LxLT, après usinage d' l/10eme de l'épaisseur de l'échantillon, charge de 20 kg). Les mesures de dureté obtenues, réalisées selon la norme NF EN ISO 6507-1 (mars 2006), sont présentées dans le tableau 2.

Le paramètre λ, représentant la perte de dureté associée à un traitement thermique, est défini comme suit :

^ MV tel que déformé— MV

MV tel que déformé— MV reX avec HVtei que déformé : dureté initiale après déformation à chaud ;

HVrex : dureté correspondant à l'état recristallisé (ici après lh à 400°C) ;

HV : dureté de l'échantillon.

Les valeurs du paramètre λ sont présentées dans le tableau 2.

Tableau 2 : Dureté Vickers (plan LxLT, t/10) des échantillons, évaluée selon la norme NF EN ISO 6507-1 (mars 2006), et paramètre λ, représentant la perte de dureté associée à un traitement thermique,

Après un traitement thermique d'une heure à environ 300°C, l'alliage C présente une dureté Vickers sensiblement identique à celle directement mesurée après déformation à chaud (-3 HV20) tandis que les alliages A et B présentent une diminution de dureté de respectivement 8 et 9 HV20. La perte de dureté (paramètre λ) associée à un traitement thermique d'une heure à environ 300°C est donc de 55 et 52% pour les alliages A et B respectivement, et de 21% pour l'alliage C. Contrairement aux alliages A et B, l'alliage C ne présente donc pas de recristallisation après un traitement thermique d'une heure à environ 300°C car λ < 0.4 (la perte de dureté observée est uniquement associée à de la restauration). La microstructure (structure des grains) des échantillons a été observée après une attaque métallographique de type oxydation anodique et sous lumière polarisée. Trois états ont été observés :

« tel que déformé » : microstructure observée directement après l'étape de déformation à chaud ;

« + lh 300°C » : microstructure observée après un traitement thermique de lh à

300°C.

« + lh 400°C » : microstructure observée après un traitement thermique de lh à 400°C.

Une évaluation qualitative de la micro structure a été réalisée :

_ 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 (la figure 1 est une micrographie représentative de cette micro structure dite « essentiellement non-recristallisée ») ;

_ 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 (la figure 2 est une photographie représentative de cette microstructure dite « recristallisée ») ;

_ le terme « partiellement recristallisé » est utilisé lorsque la structure granulaire est intermédiaire entre les deux précédentes (la figure 1 est une photographie représentative de cette microstructure dite « partiellement recristallisée »).

Le tableau 3 présente les résultats des observations microstructurales des échantillons de composition A, B ou C, et la figure 1 présente des photographies représentatives des différents cas observés.

recristallisée

+lh 300°C recristallisée

+lh 400°C recristallisée

essentiellement non- tel que déformé

recristallisée

B partiellement

+lh 300°C

recristallisée

+lh 400°C recristallisée

essentiellement non- tel que déformé

recristallisée

C essentiellement non-

+lh 300°C

recristallisée

+lh 400°C recristallisée

Tableau 3 : Microstructure (plan LxTC, à mi-épaisseur) des lingotins

L'alliage C selon l'invention présente une excellente résistance à la recristallisation après un traitement thermique d'une heure à environ 300°C.

Les inventeurs ont par ailleurs déterminé expérimentalement une corrélation entre les mesures de dureté et la limite d'élasticité (R _p0 . ₂ ) pour ce type de produit en se basant sur des essais complémentaires comprenant des échantillons laminés à froid après déformation à chaud. Ceci permet d'étendre le domaine de dureté et donc de limite d'élasticité afin de donner une meilleure représentativité à la corrélation. La figure 4 illustre cette corrélation. Un R _p0 . ₂ calculé en se basant sur cette corrélation est donc également présenté dans le tableau 2.

Les présents inventeurs pensent qu'une réduction d'épaisseur industrielle par corroyage d'un facteur 50 à 100 aurait donné des R _p o,2plus élevés que dans le cas en laboratoire du présent exemple pour lequel la réduction était d'un facteur 4.

+lh 400°C 84 162

tel que déformé 101 243

C +lh 300°C 98 229

+lh 400°C 86 175

Tableau 3 : Dureté Vickers (plan LxLT, t/10) des échantillons, évaluée selon la norme NF EN ISO 6507-1 (mars 2006), et R _p0 . ₂ calculé (MPa) Les alliages A et B présentent une baisse de Rp0.2 calculé de 40 et 43MPa respectivement après un traitement thermique d'une heure à environ 300°C, alors que l'alliage C présente une perte de 14 MPa.