Domaine technique

La présente invention concerne un procédé de fabrication de pièces fonctionnelles comprenant de l'aluminium, en particulier un procédé de fabrication rapide de pièces fonctionnelles composites comprenant de l'aluminium. Elle a également pour objet les pièces obtenues à l'aide du procédé.

Etat de la technique

Il est connu, pour obtenir des pièces fonctionnelles rigides présentant un aspect métallique d'aluminium moulé, de soumettre un mélange de poudres d'aluminium cristallin et d'une matrice de polyamide à un procédé de frittage sélectif par laser, dit SLS. De telles pièces sont par exemples commercialisées sous la dénomination DuraForm ^® AF par la société BD SYSTEMS ou encore sous la dénomination ALUMIDE ^® par la société EOS.

Le frittage sélectif par laser, également appelé Sélective Laser Sintering (SLS) en langue anglaise, est un procédé permettant la mise en forme d'une pièce par apports successifs de matière sous forme de poudres.

Ce procédé utilise un laser pour transformer un matériau sous forme de poudres, comprenant un mélange de poudres métalliques et de poudre de polymère, en un objet solide par frittage sélectif sans pression extérieure.

Il est connu que le frittage sélectif par laser permet de réaliser des pièces sans contrainte de forme, avec une grande précision (±0.2 mm), mais avec un taux de porosité important.

Lorsque le mélange est fritté sous l'action du laser, les pièces ont l'inconvénient de présenter un taux de porosité élevé, et donc de ne pas être étanches sous pression. Il est ainsi nécessaire, si l'on veut obtenir une étanchéité satisfaisante, de recouvrir le matériau d'une couche de revêtement étanche, typiquement d'une couche de résine, ce qui rend le procédé de fabrication des pièces plus long et plus complexe. Pour remédier à ces inconvénients, il a été proposé dans le document FR 2 950 826 un procédé qui comprend une étape de frittage sélectif par laser d'un mélange comprenant une poudre de polymère et une poudre d'un alliage d'aluminium quasi- cristallin. Lorsque le procédé est mis en œuvre à partir d'un mélange de poudres comprenant une teneur limitée en alliage d'aluminium quasi-cristallin, la pièce obtenue présente un très faible taux de porosité, et donc une étanchéité plus élevée que lorsque le procédé est mis en œuvre à partir de poudre d'aluminium cristallin. En utilisant un alliage d'aluminium quasi-cristallin, la pièce obtenue présente des propriétés mécaniques, notamment d'usure, de frottement et de dureté, améliorées. Une amélioration de ce brevet est décrite dans le WO 2013/026972. Il a été découvert que l'ajout d'un composé de renfort présentant des propriétés données en termes d'angle de contact et de conductivité thermique permet d'améliorer la dureté et la résistance à l'usure, tout en présentant une fragilité moindre et en conservant les propriétés d'étanchéité des pièces obtenues avec le brevet antérieur FR 2 950 826. Le matériau composite fabriqué selon ce procédé est commercialisé sous le nom PAQc.

Objet de l'invention

L'invention vise à améliorer encore les propriétés mécaniques des matériaux PAQc traditionnels.

Description générale de l'invention L'invention consiste en une amélioration du procédé du WO 2013/026972, et propose un procédé permettant d'obtenir rapidement des pièces fonctionnelles de forme complexe présentant un aspect métallique et qui possèdent une très bonne étanchéité, lesdites pièces présentant en outre une fragilité réduite et de très bonnes propriétés de dureté et de résistance à l'usure. La présente invention a ainsi pour objet un procédé de fabrication d'une pièce comprenant de l'aluminium.

Le procédé selon l'invention comprend une étape de frittage sélectif par laser d'un mélange comprenant : (a) une poudre de polymère pour former la matrice,

(b) une poudre d'un alliage d'aluminium quasi-cristallin, et

(c) une poudre d'un premier composé de renfort formant un angle de contact avec une goutte de polymère (matriciel) posée à sa surface inférieur à 90° et présentant une conductivité thermique à 20°C inférieure à 100 W/m.K, et

(d) une poudre d'un deuxième composé de renfort, polymère, ayant une température de fusion supérieure à la température de fusion de la poudre polymère pour la matrice (poudre définie au (a)) ; la somme du poids de l'alliage et du poids du composé de renfort n'excédant pas 80 % du poids total du mélange.

Le présent procédé est basé sur le procédé décrit dans le WO 2013/026972, et permet par conséquent la fabrication de pièces fonctionnelles résistantes au frottement et à l'usure en conditions sévères (humidité, glissement sur pièce métallique ou céramique). Les pièces sont relativement légères, de faible densité, et aux propriétés isotropes.

Dans le présent procédé, lors du frittage sélectif d'une couche ou strate du mélange de poudres, l'énergie laser est apportée pour fondre la poudre polymère de la matrice. Conformément à la caractéristique (c), le premier composé de renfort est mouillé par le polymère matriciel en fusion selon l'angle spécifié.

Un mérite de l'invention est d'avoir trouvé, de manière surprenante, une façon d'améliorer les propriétés mécaniques du matériau PAQc conventionnel, par l'ajout du deuxième composé de renfort qui est un polymère avec une température de fusion (ou dégradation) supérieure à celle de la matrice, et cela sans compromettre les autres bonnes caractéristiques obtenues par le procédé, notamment les propriétés tribologiques et d'étanchéité. Le produit obtenu avec le présent procédé possède notamment une meilleure résistance à la rupture et/ou un allongement à la rupture augmenté. Les premiers tests sur des produits fabriqués avec le présent procédé ont permis d'observer une stabilité dimensionnelle du même niveau que celle admise industriellement. Les essais mécaniques mettent en évidence un gain d'allongement à la rupture de 14 à 30%, et un gain de contrainte limite à la rupture de 10 à 17% selon les compositions, et cela avec de bonnes propriétés tribologiques et d'étanchéité.

Le présent procédé permet notamment de fabriquer des pièces qui répondent à un test de porosité/étanchéité correspondant aux demandes industrielles et consistant à tester la porosité d'une épaisseur de paroi de 1 mm à de l'eau à une température de 120°C et une pression de 7 bars. Pour ce faire, on fabrique en général un manchon cylindrique avec une épaisseur de paroi d'1 mm, à l'intérieur duquel on applique le fluide de test (ici de l'eau à 120°C et 7 bars).

L'obtention de tels résultats est particulièrement satisfaisante, étant donné que pour l'homme du métier l'ajout d'une charge non fusible à la matrice est conventionnellement considéré comme générateur de porosité.

Le poids de l'alliage est de préférence inférieur ou égal à 50 % de la somme du poids de l'alliage et du poids des composés de renfort.

La quantité de poudre du premier composé de renfort est choisie de manière à ce que la fraction volumique du premier composé de renfort, après l'étape de frittage, n'excède pas 10 % du volume total de la pièce.

La quantité de poudre du deuxième composé de renfort est choisie de manière à ce que la fraction volumique du deuxième composé de renfort, après l'étape de frittage, n'excède pas 10 % du volume total de la pièce. A cet effet, le poids du deuxième composé de renfort de renfort n'excède préférablement pas 10 % du poids total du mélange.

Selon les variantes, on pourra utiliser pour le deuxième composé de renfort des polymères thermoplastiques ou thermodurcissables. La poudre du deuxième composé de renfort peut être constituée d'une poudre d'un polymère unique, ou d'un mélange de poudres de polymères différents (deux ou plus). Lorsqu'il s'agit d'un mélange, on peut également mixer polymères thermoplastiques et thermodurcissables. Dans tous les cas, le deuxième composé de renfort est formé de polymère(s) dont la température de fusion est supérieure d'au moins 1°C, de préférence d'au moins 5°C à la température de fusion de la matrice. Si la poudre du deuxième composé de renfort est un mélange de différents polymères, alors tous répondent à ce critère de température de fusion. Le terme « température de fusion » fait ici référence à la température à laquelle le polymère devient liquide et peut être mis en forme, comme on l'entend classiquement pour les polymères thermoplastiques. Dans le contexte de l'invention, si le deuxième composé de renfort comprend un polymère thermodurcissable, alors le terme « température de fusion » est à comprendre comme la « température de dégradation », qui devra donc se situer au-dessus de la température de fusion du polymère matriciel, en particulier au moins 1 ou 5°C au-dessus.

Les polymères particulièrement préférés pour le deuxième composé de renfort sont en particulier les polyesters PA11 ou PEEK.

Selon une variante, on utilise comme deuxième composé de renfort une poudre commercialisée sous le nom Ekonol ^® par la société Saint-Gobain. Il s'agit d'une poudre polyester avec une granulométrie moyenne de 60 à 75 mm ; les particules restent cohérentes et solides à des températures de 260 à 320°C, et au-delà.

Comme on le sait, dans le procédé SLS l'apport de matière se fait couche par couche, donc par strates, en balayant le laser de sorte à opérer un frittage sélectif des endroits désirés de la strate. On veillera, surtout lorsque l'écart entre les températures de fusion est faible, à contrôler l'énergie délivrée localement par le laser de sorte à fondre uniquement la poudre de polymère qui constitue la matrice, sans faire fondre la poudre du deuxième composé.

L'angle de contact est inférieur à 90°, et de préférence inférieur à 40°. La conductivité thermique à 20°C du composé de renfort est inférieure à 100 W/m.K, et de préférence inférieure à 60 W/m.K.

Le mélange de poudres peut être constitué de poudre de polymère pour la matrice, de poudre d'alliage d'aluminium quasi-cristallin et des poudres des deux composés de renfort. Le mélange peut aussi comprendre des adjuvants. On peut par exemple réaliser un traitement de fonctionnalisation de surface des particules du premier composé de renfort avec de l'aminosilane afin d'améliorer l'adhérence entre la matrice de polymère et l'alliage et/ou les composés de renfort.

Le premier composé de renfort peut être choisi parmi les céramiques et les alliages métalliques ; de manière générale le premier composé de renfort ne fond pas, respectivement n'est pas dégradé par la chaleur, dans le cadre du procédé SLS mis en œuvre. Dans le cas où le premier composé de renfort est une céramique, celui-ci peut être choisi parmi les borures, les carbures, les oxydes, les nitrures et leurs mélanges.

Dans le cas où le premier composé de renfort est un alliage métallique, celui-ci peut être choisi parmi les aciers inoxydables (à base de fer), les alliages de titane (à base de titane), les bronzes (à base de cuivre), les superalliages (notamment à base de nickel, cobalt ou fer) et leurs mélanges. Le terme « à base de » signifie « comprenant plus de 50% en poids de ».

Le premier composé de renfort peut être tout particulièrement choisi parmi B ₄ C (carbure de Bore), WC/Co (carbure de tungstène/cobalt), TiB ₂ (diborure de titane), TiO ₂ (dioxyde de titane), les composés à base de Al ₂ O ₃ (par exemple alumine, rubis, saphir), les composés à base de SiO ₂ (par exemple silice, quartz, verre), ZrO ₂ (la zircone), BN (nitrure de bore), Si ₃ N ₄ (nitrure de silicium), les aciers inoxydables (par exemple Fe ₇₂ Cr ₁₈ Ni ₁₀ ; Fe ₇₀ Cr ₂₅ AI ₅ ), les alliages titane/aluminium/vanadium (par exemple de type TA6V (comme Ti ₉₀ AI ₆ V ₄ ), les alliages à base de cuivre (par exemple Bronze Cu ₉₄ Sn ₆ ou Cu ₈₉ Sn ₁₁ ; Cu ₅₅ Ni ₄₅ ), les superalliages à base de nickel, de cobalt ou de fer, comme par exemple les alliages commercialisés sous la dénomination Inconel ^® par la société Spécial Metals Corporation. Le composé de renfort peut également être un mélange de ces différents composés.

La pièce obtenue par le procédé de l'invention est un matériau composite comprenant notamment une matrice de polymère, un alliage métallique complexe éventuellement multi-phasé, et deux composés de renfort. L'alliage d'aluminium quasi-cristallin peut être un alliage métallique complexe comprenant un pourcentage atomique d'aluminium supérieur à 50 %.

Le procédé de l'invention est mis en oeuvre à partir d'une poudre d'un alliage d'aluminium quasi-cristallin. Dans le présent texte, "alliage quasi-cristallin" désigne un alliage qui comprend une ou plusieurs phases quasi-cristallines qui sont soit des phases quasi-cristallines au sens strict, soit des phases approximantes. Les phases quasi- cristallines au sens strict sont des phases présentant des symétries de rotation normalement incompatibles avec la symétrie de translation, c'est-à-dire des symétries de rotation d'ordre 5, 8, 10 ou 12, ces symétries étant révélées par les techniques de diffraction . A titre d'exemple, on peut citer la phase icosaédrique de groupe ponctuel m35 et la phase décagonale de groupe ponctuel 10/mmm.

Les phases approximantes ou composés approximants sont des cristaux vrais dans la mesure où leur structure cristallographique reste compatible avec la symétrie de translation, mais qui présentent, dans le cliché de diffraction d'électrons, des figures de diffraction dont la symétrie est proche d'une symétrie d'ordre 5, 8, 10 ou 12. Ce sont des phases caractérisées par une maille élémentaire contenant plusieurs dizaines, voire plusieurs centaines d'atomes, et dont l'ordre local présente des arrangements de symétrie presque icosaédrique ou décagonale similaire aux phases quasi-cristallines parentes.

Parmi ces phases, on peut citer à titre d'exemple la phase orthorhombique Oi, caractéristique d'un alliage ayant la composition atomique AI Cu ₂₀ Fe ₁₀ Cr ₅ , dont les paramètres de maille en nm sont : a ₀ ⁽¹⁾ = 2,366, b ₀ ⁽¹⁾ = 1,267, c ₀ ⁽¹⁾ = 3,252. Cette phase orthorhombique Oi est dite approximante de la phase décagonale. La nature des deux phases peut être identifiée par microscopie électronique en transmission.

On peut également citer la phase rhomboédrique de paramètres a _R = 3,208 nm, a = 36°, présente dans les alliages de composition atomique voisine de AI ₆₄ Cu ₂₄ Fe ₁₂ . Cette phase est une phase approximante de la phase icosaédrique.

On peut aussi citer des phases 0 ₂ et 0 ₃ orthorhombiques de paramètres respectifs en nm a ₀ ⁽²⁾ = 3,83 ; b ₀ ⁽²⁾ = 0,41 ; c ₀ ⁽²⁾ = 5,26 ainsi que a ₀ ⁽³⁾ = 3,25 ; b ₀ ⁽³⁾ = 0,41 ; c ₀ ⁽³⁾ = 9,8, présentes dans un alliage de composition atomique Al ₆₃ Cu ₁₇ Co _17,5 Si ₂ ou encore la phase orthorhombique O ₄ de paramètres en nm a ₀ ⁽⁴⁾ = 1,46 ; b ₀ ⁽⁴⁾ = 1,23 ; c ₀ ⁽⁴⁾ = 1,24, qui se forme dans l'alliage dont la composition atomique est AI ₆₃ Cu ₈ Fe ₁₂ Cr ₁₇ .

On peut encore citer une phase C, de structure cubique, très souvent observée en coexistence avec les phases approximantes ou quasi-cristallines vraies. Cette phase, qui se forme dans certains alliages Al-Cu-Fe et Al-Cu-Fe-Cr, consiste en une surstructure, par effet d'ordre chimique des éléments d'alliage par rapport aux sites d'aluminium, d'une phase de structure type Cs-CI et de paramètre de réseau ai = 0,297 nm. Un diagramme de diffraction de cette phase cubique a été publié pour un échantillon de phase cubique pure et de composition atomique AI ₆₅ Cu ₂₀ Fe ₁₅ en nombre d'atomes.

On peut aussi citer une phase H de structure hexagonale qui dérive directement de la phase C comme le démontrent les relations d'épitaxie observées par microscopie électronique entre cristaux des phases C et H et les relations simples qui relient les paramètres des réseaux cristallins, à savoir (à 4,5 % près) et

(à 2,5 % près). Cette phase est isotype d'une phase hexagonale, notée

FAIMh, découverte dans des alliages Al-Mn contenant 40% en poids de Mn.

La phase cubique, ses surstructures et les phases qui en dérivent, constituent une classe de phases approximantes des phases quasi-cristallines de compositions voisines.

Les alliages quasi-cristallins du système Al-Cu-Fe et du système Al-Fe-Co-Cr sont particulièrement appropriés pour la mise en oeuvre du procédé de la présente invention. On peut citer en particulier les alliages qui ont l'une des compositions atomiques suivantes ; Al ₆₂ Cu _25,5 Fe _12,5 , AI ₅₉ Cu _25,5 Fe _12,5 B ₃ , AI ₇₁ Cu _9,7 Fe _8,7 Cr _10,6 , et AI _71,3 Fe _8,1 Co _12,8 Cr _7,8 . Ces alliages sont commercialisés par la société Saint-Gobain. En particulier, l'alliage AI ₅₉ Cu _25,5 Fe _12,4 B ₃ est commercialisé sous la dénomination Cristome Fl, l'alliage AI ₇₁ Cu _9,7 Fe _8,7 Cr _10,6 est commercialisé sous la dénomination Cristome A1, et l'alliage AI _71,3 Fe _8,1 Co _12,8 Cr _7,8 est commercialisé sous la dénomination Cristome BT1. Ces alliages complexes ont pour avantage de posséder des propriétés tribologiques (frottement et usure), de surface (faible énergie de surface), mécaniques (dureté, limite d'élasticité et module d'Young), de conductivité thermique et électrique (résistivité élevée), différentes de celles des alliages d'aluminium cristallins.

Le polymère pour la matrice peut être généralement choisi parmi les thermoplastiques. Il peut par exemple être choisi parmi les polymères organiques thermoplastiques tels que les polyamides (par exemple de type Nylon 6, Nylon 11, Nylon 12), les copolymères d'amide (par exemple le nylon 6-12), les polyacétates, les polyéthylènes, ainsi que le polyétheréthercétone, désigné par le sigle PEEK (PolyEtherEtherKetone en langue anglaise).

Les polymères préférés sont les polyamides et le polyétheréthercétone.

Pour une meilleure obtention de l'aspect métallique, le mélange peut contenir de 1 à 30 % en poids d'alliage d'aluminium quasi-cristallin, plus particulièrement de 10 à 20 %.

La fraction volumique de l'alliage d'aluminium quasi-cristallin pourra facilement être calculée par l'homme du métier à partir de la masse et de la masse volumique des différents constituants du mélange.

La poudre de polymère ajoutée pour former la matrice peut représenter de 20 à 95 % en poids du mélange, plus particulièrement de 35 à 70 %.

Pour obtenir de meilleures propriétés mécaniques, le mélange peut contenir de 1 à 50 % en poids de composés de renfort, plus particulièrement de 10 à 45 %.

Dans le mélange de poudres utilisé pour la mise en oeuvre du procédé, les particules d'alliages, en particulier d'aluminium quasi-cristallin, ont de préférence une granulométrie moyenne comprise entre 1 et 120 mm, plus particulièrement comprise entre 10 et 75 mm. Les particules de polymère pour la matrice ont de préférence une granulométrie moyenne comprise entre 1 et 120 mm, particulièrement entre 1 et 90 mm, et plus particulièrement entre 40 et 75 mm.

Les particules du premier composé de renfort et/ou du deuxième composé de renfort ont de préférence une granulométrie moyenne comprise entre 1 et 120 mm, plus particulièrement inférieure à 90 mm, et encore plus particulièrement comprise entre 10 et 75 mm.

Les particules de la poudre du deuxième composé de renfort sont préférablement globalement sphériques. Les formes de type fibre doivent préférablement être évitées. Les particules de poudre peuvent avoir une certaine rugosité de surface, favorable à l'accrochage avec le polymère de la matrice. La forme des particules Ekonol ^® est considérée comme avantageuse dans le cadre du présent procédé.

L'angle de contact peut être mesuré par toute technique connue de l'homme du métier, et notamment par le procédé dit « de la goutte posée ».

La méthode de la goutte posée consiste à poser une goutte de liquide d'environ 0,4 mL sur la surface du matériau à étudier et à mesurer l'angle de contact q entre le liquide et le solide. Cet angle correspond à l'angle entre la tangente à la goutte au point de contact et la surface du matériau. D'une façon générale, la forme d'une goutte à la surface d'un solide est régie par trois paramètres : l'énergie interfaciale solide/liquide (g _sl ) l'énergie interfaciale solide/vapeur (g _sv ) l'énergie interfaciale liquide/vapeur (g _lv )

Ces trois grandeurs sont reliées à l'angle de contact q par la loi d'Young (fig. 1) :

(g _sv ) = (g _sl ) + (g _lv ) ^▪ cos q

Dans cette relation, les énergies interfaciales g _sv , g _sl et g _lv sont exprimées en mJ.m ^-2 et l'angle de contact en degrés.

À lui seul, l'angle de contact q donne une indication sur la mouillabilité du matériau. En effet, la mesure de q permet de déduire le caractère non-mouillant (grand angle, faible énergie interfaciale) ou mouillant (petit angle, grande énergie interfaciale) de la surface. Plus cet angle est faible, plus le liquide mouillera la surface. Inversement, le non mouillage complet sera obtenu avec un angle de 180° (soit une sphère de liquide en contact avec le substrat). Le protocole utilisé pour préparer la surface des échantillons avant d'effectuer les mesures de l'angle de contact est décrit dans le FR 2 950 826, et est incorporé par référence.

La surface des échantillons A est polie à l'eau avec du papier abrasif SiC jusqu'au grade 4000 (correspondant à une taille moyenne des grains inférieure à 8 mm). Les échantillons A sont ensuite nettoyés dans un bac à ultrasons puis rincés au méthanol et séchés avec un séchoir électrique. Avant et après chaque série de mesures, ils sont essuyés avec un papier optique puis laissés à l'air libre. Pour éviter de polluer les échantillons A avec les mains, ils sont manipulés à l'aide d'une pince métallique.

Les mesures sont réalisées par exemple à l'aide d'un appareil commercialisé sous la dénomination Digidrop Contact Angle Meter par la société GBX Scientific Instrument, et qui est situé dans une salle climatisée. Cet appareil est équipé d'une source lumineuse B, d'une seringue C commandée manuellement pour former la goutte à déposer, d'un porte échantillon dont le déplacement (horizontal et vertical) se fait également de façon manuelle et d'une caméra vidéo D permettant d'obtenir l'image de l'ensemble goutte-seringue-échantillon sur un écran d'un ordinateur E. Avant les mesures, une mise au point est faite avec la caméra D à l'endroit où une goutte F va être déposée. La mesure de l'angle q est faite en mode automatique via une analyse dynamique de l'image.

Le présent procédé peut être mis en œuvre au moyen des équipements de SLS conventionnels. En particulier, le présent procédé peut être mis en œuvre à l'aide d'un dispositif tel qu'illustré en figure 3 du WO 2013/026972.

Le frittage sélectif par laser est de préférence assisté par ordinateur. Dans un mode de réalisation particulier, le mélange de poudres est chauffé jusqu'à une température inférieure de quelques degrés Celsius à la température de fusion du polymère ajouté pour former la matrice, par exemple jusqu'à une température inférieure de 1 à 10°C à la température de fusion du polymère. L'énergie nécessaire à la fusion est ensuite apportée par le laser. L'énergie du laser est contrôlée pour ne pas dépasser la température de fusion du deuxième composé de renfort, respectivement ne pas dégrader le deuxième composé de renfort lorsqu'il s'agit de polymère thermodurcissable.

L'invention a également pour objet une pièce comprenant de l'aluminium obtenue par un procédé décrit ci-dessus. Les pièces obtenues peuvent présenter un taux de porosité volumique inférieur à 5 %, et notamment inférieur à 3 %, et plus particulièrement inférieur à 1 %.

De manière équivalente, la densité apparente égale au rapport masse/volume de la pièce peut être supérieure ou égale à 95 % de la densité théorique de la pièce, et notamment supérieure ou égale à 97 % de la densité théorique de la pièce, et plus particulièrement supérieure ou égale à 99 % de la densité théorique de la pièce.

Le procédé de l'invention est particulièrement utile pour la fabrication rapide de pièces légères de densité apparente comprise entre 1 et 3 g/cm ³ et sans contrainte de forme. Le frittage sélectif par laser permet une élaboration aisée et non toxique de pièces qui ont la forme complexe souhaitée. L'utilisation d'un alliage d'aluminium quasi-cristallin et d'un composé de renfort permet l'élaboration de pièces présentant une étanchéité supérieure à celle des pièces obtenues avec de l'aluminium cristallin.

Les pièces obtenues présentent en outre des propriétés mécaniques remarquables, et notamment des propriétés d'usure, de frottement et de dureté qui sont meilleures que celles des pièces obtenues avec de l'aluminium cristallin.

Selon un autre aspect, l'invention concerne une pièce en composite fabriquée par frittage laser sélectif comprenant une matrice polymère comprenant: des particules d'un alliage d'aluminium quasi-cristallin, des particules d'un premier composé de renfort formant un angle de contact avec une goutte de polymère posée à sa surface inférieur à 90° et présentant une conductivité thermique à 20 °C inférieure à 100 W/m. K, dans laquelle la matrice comprend en outre des particules d'un deuxième composé de renfort, en polymère, ayant une température de fusion supérieure à la température de fusion du polymère de la matrice ; et la somme du poids de l'alliage et du poids des composés de renfort n'excède pas 80 % du poids total du composite.

Selon les variantes, la pièce comprend une ou plusieurs des caractéristiques suivantes ; la température de fusion du deuxième composé de renfort est supérieure d'au moins 1°C, de préférence d'au moins 5°C à la température de fusion de la matrice le poids du deuxième composé de renfort de renfort n'excède pas 10 % du poids total du composite.

les particules du deuxième composé de renfort comprennent des particules d'un polymère thermoplastique ou des particules d'un polymère thermodurcissables, ou un mélange de ceux-ci. En particuliers, les polymères du deuxième composé de renfort peuvent être choisi tels que décrits ci-avants.

le premier composé de renfort est choisi parmi les céramiques, en particulier les borures, les carbures, les oxydes, les nitrures et leurs mélanges, et les alliages métalliques, notamment tels que décrits ci-avants.

l'alliage d'aluminium quasi-cristallin est un alliage métallique complexe comprenant un pourcentage atomique d'aluminium supérieur à 50 %.

Description détaillée d'au moins un mode de réalisation de l'invention

D'autres caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront plus clairement à la lecture des exemples suivants, auxquels elle n'est cependant pas limitée, la description étant faite en référence aux dessins annexés sur lesquels :

[Fig. 1] est un graphique montrant les courbes contrainte-déformation pour quatre compositions différentes ;

[Fig. 2] est un graphique montrant l'évolution du coefficient de frottement en fonction de la distance de glissement pour les quatre compositions de la Fig. 1 (Frotteur acier 100C6, r _frott = 3 mm ; F _N = 5 N, V _frott = 5 mm. s ^-1 ) ; et [Fig B] est un graphique montrant l'évolution du coefficient de frottement en fonction de la distance de glissement pour deux autres compositions dans le cadre du présent procédé.

Exemple 1 : Des tests de traction et de frottement ont été réalisés avec des échantillons réalisés pour quatre compositions différentes (qui sont détaillées ci-dessous) : deux compositions obtenues avec le procédé selon l'invention, notées compositions 1 et 2 ;

deux compositions en PAQc conventionnel, notées PAQc _G et PAQc _N . Des éprouvettes de traction 3D ont été fabriquées pour ces quatre compositions et ont été soumises à des tests de traction avec une vitesse de déformation constante de 1 mm. min ^-1 . Les courbes contrainte déformation de la Fig.1 démontrent une amélioration significative des propriétés mécaniques pour les composites 1 et 2 par rapport aux échantillons en PAQc conventionnel. Le module d'élasticité (E), la déformation à la rupture (e _r ) et la contrainte à la rupture (s _r ) mésurés pour chacune des compositions sont reportés dans le Tableau 1.

[Tableaux 1]

D'une manière générale, les essais mécaniques montrent que le gain d'allongement à la rupture varie de 14 à 30% et que le gain pour la contrainte limite à la rupture varie de 10 à 17%, pour les compositions selon l'invention. Concernant les propriétés tribologiques des composites, des essais pion/disque pour les composites 1 et 2 laissent apparaître un coefficient de frottement très faible (<0,25) et comparable à celui des PAQc _G et PAQc _N .

Enfin, des manchons cylindriques (épaisseur de paroi 1 mm) réalisés avec les compositions 1 et 2 ont permis de vérifier l'étanchéité de ces matériaux en les soumettant à un test avec de l'eau à 120°C et sous une pression de 7 bars. On a pu constater que les compositions selon l'invention n'altèrent pas la propriété d'étanchéité, tout en apportant des qualités mécaniques supérieures.

Détails des compositions :

Composite 1 : 85%vol. Polyamide 12 + 10%vol. (Alliage QC + Composé n°1) + 5%vol. Composé n°2 (polyester)

Composite 2 : 85%vol. Polyamide 12 + 13%vol (Alliage Qc + Composé n°1) + 2%vol. Composé n°2 (polyester)

PAQC _G : 85%vol. Polyamide 12 + 15%vol. (Alliage Qc + Composé n°1)

PAQC _N : 85%vol. Polyamide 11 + 15%vol. (Alliage Qc + Composé n°1)

Exemple 2 :

D'autres essais de frottement ont été réalisés avec des pièces fabriquées selon le présent procédé, dont la composition comprend un polymère thermoplastique pour le deuxième composé de renfort.

Comme on peut l'observer à la Fig.3, les propriétés tribologiques des composites 3 et 4 laissent apparaître un coefficient de frottement très faible (0,25) et comparable à celui des autres composites.

Détails des compositions :

Composite 3 : 85%vol. PA12 + 7,5%vol. (Alliage Qc + Composé n°1) + 7,5%vol. Composé n°2 PA11

Composite 4 : 85%vol. PA12 + 7,5%vol. (Alliage Qc + Composé n°1) + 7,5%vol. Composé n°2 PEEK