LU80656A1

LU80656A1 - Traitement et structure d'un aillage a base d'un metal non-ferreux

Info

Publication number: LU80656A1
Application number: LU80656A
Authority: LU
Original assignee: Lamitref
Priority date: 1978-12-14
Filing date: 1978-12-14
Publication date: 1980-07-21
Also published as: DK157941B; NL7909048A; AT372409B; GB2046783B; JPS6358907B2; NZ192290A; FI793886A7; BR7908173A; FI69648C; ES486912A1; NO155733B; ATA789779A; GB2046783A; GR69310B; CA1151512A; FR2444085A1; AR225158A1; DD147953A5; JPS55122860A; SU1237082A3

Description

4 v brevet d' invention

Société Franco-Belge des Laminoirs et Tréfileries d Anvers "LAMITREF" ____________ WVDV/cà/1468

TRAITERENT ET STRUCTURE D'UN ALLIAGE A BASE D'UN METAL NON-FERREUX

* t L'invention se rapporte à un procédé de traitement d'un alliage à base d'un métal non-ferreux durcissable par précipitation. Par un alliage,,à base" d'un métal non-ferreux, on veut dire un * alliage où le réseau cristallin est formé par une partie superpré- * pondérante, par exemple pour 85 /<·, d'atomes d'un meme métal non- ferreux, tel que le cuivre ou l'aluminium. Le métal est appelé "durcissable par précipitation" lorsqu'il comprend des éléments d'alliage qui peuvent être mis en sursaturation par un refroidissement rapide, et qui peuvent alors se précipiter à l'aide d'un trait« ment thermique à température modérée, produisant ainsi un durcissement par précipitation, comme bien connu par l'homme du métier.

Lorsqu'on veut déformer et travailler un tel alliage, il est préférable de le faire "à chaud", pour que, au fur et à mesure que la matière est déformée et se durcit par les dislocations du réseau cristallin, la structure cristalline initiale puisse se réta blir par recristallisation et que la structure puisse se ramollir à nouveau pour les déformations subséquentes constituant le travail à chaud. Pour un alliage déterminé, la gamma des températures utili sables pour le travail à chaud n'est pas strictement limitée. La • limite inférieure est imposée par la possibilité de recristallisa tion intermediaire suffisante pour que la structure reste suffisam-I ment molle et cette limite de la température minimale nécessaire au début du travail à chaud est suffisamment connue par l'homme du métier. Par exemple, pour l'alliage Al-Kg-Si, comprenant 0,3 à 0,9 de magnésium, 0,25 à 0,75 i0 de silicium, 0 à 0,6û $ de fer et d'imp retés, le reste étant l'aluminium comme métal de base, cette limite inférieure pour le laminage à chaud se trouve à 340°C environ.

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* 2· I

D'autre part, on ajoute au métal de base, en vue d'obtenir un alliage | dureissable par précipitation des éléments d'alliage qui sont beaucoup moins I

/ solubles dans le réseau cristallin à basse température qu'à haute I

Q1 température. Ceci veut dire que ces éléments, en solution à haute I

/ température, lorsque l'alliage se refroidit, sont chassés hors de

la structure cristalline et viennent se précipiter en forme de I

précipités qui, sous l'influence de la température encore élevée et du temps que l'alliage met à se refroidir, commencent à se coaguler et à former des précipités de grandes dimensions. Toutefois, en-dessous d'une certaine température, la mobilité des atomes est si petite que la structure reste alors figée à l'état où elle se ’ trouve ; les atomes qui ne sont pas encore chassés hors de solution dans le réseau cristallin restent alors en solution sursaturée, les précipités restent comme ils sont, et l’état de dislocation des cristaux et leur forme reste comme il est, sans recristallisation* Alors l'alliage est à une température dite "de trempe"*

Pour un alliage déterminé, la gamme des températures utilisables comme température de trempe n'est pas strictement limitée.

La limite supérieure est imposée par une immobilité suffisante des atomes pour éviter une altération suffisamment rapide et sensible de la structure, à part les phénomènes de vieillissement. Cette limite supérieure est suffisamment connue par l'homme di^aétier.

Par exemple, pour l'alliage Al-Mg-Si ayant la composition déterminée ci-dessus, cette limite est de 260°C environ.

Entre cette limite supérieure des températures de trempe, et la limite inférieure du travail à chaud comme déterminé ci-dessus se trouve la gamme des températures, appelées ci-après "semi-chaudes". Pour l'alliage Al-Mg-Si ayant la composat:or déterminée ci-dessus, cette gamme va donc de 26o°C environ à 340 °C environ. Les éléments d'alliage Mg et Si, lors d'un refroidissement de l'alliage apres r **·ϊ.ϊ*. c.'iSAi ‘ * 3. · solidification, commencent à se précipiter, et, lorsque la température traverse la zone des températures de travail à chaud et entre la gamme des températures semi-chaudes, cette précipitation n'est pas encore terminée, et continue pendant le refroidissement dans cette gamme. Bien que l'invention sera expliquée ci-après à l'aide dudit alliage Al-Kg-Si, il sera clair que l’invention sera applicab! à tout alliage à base d'un métal non-ferreux, dtfrcissable par précipitation. Il est toutefois préférable que l'alliage contienne des éléments d'alliage, tel que le Mg et Si, qui sont encore solubles pour une partie substantielle, c'est à dire pour au moins 5 Ί° de • la quantité soluble, à la limite supérieure de la gamme des tempéra' tures semi-chaudes, c'est à dire lors d'un refroidissement lent évi tant toute sursaturation à travers ladite gamme. C'est ainsi que l'alliage sera particulièrement durcissable par précipitation.

Pour donner l'alliage la forme du produit désiré, cet alliage est en général travaillé à chaud et/ou à froid, et pour le produit final il est souvent désirable d'obtenir des propriétés mécaniques optimales, c'est à dire une grande résistance à la mptu accompagnée d'ure ductilité acceptable. Bien que l'invention sera expliquée ci-après en relation avec un produit filiforme à obtenir, il est clair que le même raisonnement s'appliquera aux autres forme de produit pour lesquels les mêmes bonnes propriétés sont désirées.

Lorsqu'on essaie d'améliorer les caractéristiques isécanioi d'un fil, il apparaît en général que chaque traitement thermique ox mécanique est bon pour une propriété, mais mauvais pour l'autre, e1 les spécific°tinnç pour la qualité étant très sévères, spéeialemenl doivent t . , pour fils qui servir comme conducteur électrique et qui requiem en dus une· conductibilité minimale, il ne reste pas un grand choix dans les procédés possibles de fabrication d'un tel fil.

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* 4·

La fabrication d’un fil en alliage Al-Mg-Si, ayant la composition décrite ci-dessus, s’opère de manière classique en un nombre de pas : d’abord l’alliage, soit après coulée continue dans une roue de coulée, soit en forme de lingot, est entré dans un laminoir à une température de travail à chaud, qui est située entre 490°G et 520°C, pour produire à la sortie un fil machine ayant un diamètre de 5 à 20 mm, p.ex. entre ^ et 12 mm. Toutefois, l'alliage pendant le laminage s'est refroidi jusqu'à une température d'environ 350°c· Ceci signifie que la plupart du magnésium et du silicium, introduits pour effectuer un durcissement par précipitation tout à la fin de la fabrication, s'est déjà précipité prématurément et est perdu pour le durcissement. Pour cette raison, le fil machine, après laminage est soumis à un traitement de mise en solution. Dans ce but, des bottes de fil machine sont tenus dans un four pendant un nombre d'heures à une température de mise en solution, où la partie superprépondérante des précipités rentre en solution dans l’aluminium. La température doit se rapprocher autant comme possible, sars provoquer le "collage" des fils, de la température de fusion afin d’obtenir une mise en solution maximale. En général, pour cet alliage, on utilise une température de 500 à S20°C, bien que 47°°C puisse être considéré comme température minimale utilisable, où une partie substantielle des éléments d’alliage se trouve en solution pour être utilisé pour durcissement à la fin.

Immédiatement après, les bottes de fil machine , à la température de mise en solution, sont soumis à une trempe, ou un refroidissement brusque jusqu’à une température de trempe, en-dessous de » 260°C, et de préférence à la température ambiante, pour figer la . structure dans l'état où les éléments d'alliage en solution restent en solution sursaturée. Ensuite, ce fil machine est tréfilé, ce qui donne une haute résistance à la traction, mais diminue fortement la ductilité à des niveaux en général inacceptables. C'est la raison pour laquelle le fil, après tréfilage, est soumis à un vieillïssemen- ; ' * 5- pendant quelques heures àil.}5°C. Ceci porte la ductilité à un niveau acceptable, avec un gain considérable de résistance à la traction, parce que la perte due au ramollissement de la struc ture disloquée est largement compensée par le durcissement par précipitation. C’est la raison pour laquelle.les éléments d’alliag devaient rester autant comme possible en solution jusqu’à la fin, pour pouvoir se précipiter en forme de précipités très finement distribués dans la structure, ce qui est très bénéfique pour la résistance à la traction.

Lorsque le fil sera utilisé comme fil conducteur, il est également nécessaire que le fil ait une bonne conductivité. Celle-' est d’autant plus bonne1que le réseau cristallin est moins sous te i sions internes et dislocations provenant du travail à froid pendar s le tréfilage et provenant des éléments d’alliage en sursaturation, I Pour cette raison, le vieillissement qui chasse une grande partie i des éléments d’alliage hors de sursaturation et qui ramollit la i i structure par réarrangement des dislocations, est très bénéfique pour rendre le fil une conductivité acceptable, après le trempage ! en sursaturation et le tréfilage.

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Dans ce procédé classique toutefois, le Iraitement de mis J en solution, qui requiert un four à haute température pendant des ;; heures, est un facteur important dans le prix de revient, et l’on J tenté d'éliminer ce traitement. Dans ce but, on a essayé d’obteni ij à la sortie du laminoir un fil machine où les éléments d’alliage : I; ae sont pas encore précipités, de sorte à ce que le fil puisse et !; trempé directement à la sortie du laminoir. Ceci est fait en entr . lëLliage dans le laminoir à une température très haute, et à util un temps de laminage très court, de sorte à ce que l’alliage, mem s’il se refroidit à des températures qui normalement produisent u précipitation remarquable, n’ait pas le temps à se hétérogéniser j sorte du laminoir à l’état homogène où les éléments d’alliage son ï Γ'1 r i e ic:.: c?î4ï 6· encore en solution et ne se sont pas encore précipités (Brevet U.S. 5·615.767 et demande de brevet allemand No. 2.602.559)· Ces méthodes demandent toutefois une température trop haute à l'entrée du laminoir, où les composés eutectiques aux joints de grains risquent de se fondre ce qui donne un mauvais laminage, et une vitesse trop grande du laminoir, qui alors n'est plus utilisable en ligne avec une roue de coulée continue. C'est la raison pour laquelle on a proposé d'accepter la précipitation partielle des éléments d'alliage pendant le laminage, mais d'effectuer une chauffage en continu du fil machine, directement à la sortie du laminoir, ce qui a montré pouvoir remettre les éléments d'alliage en solution en quelques secondes, le temps de passage du fil laminé à travers le four continu (demande de brevet allemand No. 2.718.360). On a même proposé d'effectuer ce réchauffage à un endroit intermédiaire après une première partie de laminage et avant une deuxième partie (demande de brevet allemand No. 2.804.087), tout pour éviter la précipitation et pour obtenir à la sortie un fil machine à l’état homogène prêt à être trempé à l'état sursaturé.

Bans tous ces cas, l'alliage, comme matière de départ pour le tréfilage et le vieillissement, a une structure supersaturée au maximum. Si une telle structure est alors tréfilée et vieillie, la qualité obtenable (résistance à la traction, ductilité, conductivité) quand celle-ci est montrée dans un système de coordonnées tridimensionnel, peut varier suivant les paramètres de tréfilage et vieilliss ment utilisés, mais toujours à l'intérieur d'une région limités, qui indique les limites de la qualité obtenable. 1 L'invention a pour but de procurer une nouvelle méthode pour éliminer le traitement de mise en solution après laminage, mais on a également trouvé que cette nouvelle méthode présente également de nouvelles possibilités d'obtenir des qualités, ou des CGmbinai-f sons de propriétés, qui ne sont pas toujours obtenables avec les S ·** 7 · * méthodes antérieures. En plus, dans certains cas, le traitement thermique de vieillissement peut également être éliminé* Comme déjà mentionné, il sera clair de l’explication de l'invention que celle-ci ne sera pas limitée à l’alliage d'aluminium utilisé pour l’explication, mais s’applique aux alliages en général à hase d'un métal non-ferreux durcissahles par précipitation, mais qui comprendront de préférence des éléments d'alliage qui se précipitent pour une partie substantielle dans la gamme des températures semi-chaudes, comme déterminée ci-dessus.

Dans l'invention, l’on ne va pas se proposer comme but d’obtenir un fil machine où les éléments d'alliage se trouvent autant comme possible en solution sursaturée, mais on va promouvoir * la formation d'une structure granulaire spécifique, éventuellement accompagnée d'une précipitation substantielle d'éléments d'alliage, et éviter que cette forme s'altère par après sous l’influence d’un trop grand apport de température-temps. Par "précipitation substantielle" on entend une précipitation d’au moins $ $ de la. quantité soluble.

Suivant l'invention, on va soumettre l'alliage à un travail mécanique lorsqu'il se refroidit rapidement dans la gamme de3 températures semi-chaudes. Pour l'alliage Al-Mg-Si mentionné ci-dessus, cette gamme se trouve entre environ 340°C et 260°C. Pendant le travail mécanique, les grains cristallins se déforment et prennent une forme allongée tandis que les dislocations parcourent le grain. Sntretemps, des éléments d’alliage sont chassés hors de solution et forment des zones de Guinier-Preston qui sont les germes de précipités très petits, invisibles au microscope optique, qui viennent se fixer sur les dislocations. Ainsi, le grain parcouru par les dislocations fixées par les gex’mes de précipités, se divise en sub-grains, séparés les uns des autres par les dislocations fixées, et se différenciant l’un de l’autre par une légère différence d’orii tation du réseau cristallin. Toutefois, lorsque ce travail mécanicui ..s’effectue à des températures trop hautes, au-dessus ' : M £?Î41 ____________________________________________ • , 8· de la gamme des températures seni-chaudes, cette structure se détruit immédiatement par recristallisation et croissance de précipités jusqu’à prendre des dimensions supérieures à 1 micron, et alors ces précipités sont perdus pour l’obtention d’une bonne qualité. De même, lorsque ce travail mécanique est effectué dans la bonne gamme de températures semi-chaudes, mais par après on laisse la structure se refroidir à l’air où l’on la réchauffe pour remettre tout en solution, alors cette structures spéciale est définitivement perdue.

Comme dans l’art antérieur donc le procédé comprend une opération où l’alliage est soumis à un refroidissement au moins à partir d’une température située dans la gamme des températures semi-chaudes jusqu'à une température de trempe, mais il est caractérisé en ce que, lors du refroidissement au moins dans la partie à l’intérieur de ladite gamme, l’alliage est soumis à un travail mécanique, 3e temps total dudit refroidissement étant suffisamment court pour éviter la formation de précipités ayant une dimension de plus de 1 micron.

â.6S jT) j outé deux mots n est clair qu*éviter une coalescence excessiveVnrest pas i | une question d’un temps seulement ou d'une température seulement, mais d’une combinaison de temps de température qui procure suffi-f~ samment d’énergie pour mobiliser les petits précipités pour se coa guler, Il est également clair que la dimension d’un micron n’est pas une limite absolue, mais sert seulement pour déterminer un ordre de grandeur.

En pratique, le procédé préféré s’établira comme suit : Après coulée continue de l’alliage, ce qui forme une tige continue solidifiée qui quitte la roue de coulée à une température où les éléments d’alliage sont encore en solution, cette tige est envoyée &îî Î.7E41 , Λ ! 9.

> directement et en continu vers l’entrée d'un train de laminoir divisé en deux parties, Ir.ns la première partie dégrossisseuse, l’on réduit le refroidissement à un minimum pour éviter la précipitation exagérée, parce que ce sont les premiers précipités formés qui ont le plus de temps de se conglomérer, et ainsi la température n'y descend pas en-descous de la température de mise en solution essentielle des éléments d'alliage, c’est à dire où au moins la • . moitié des éléments d’alliage restent en solution. Pour 1'.alliage

Al-Mg-Si ci-dessus, cette température s'élève à 470°C environ. Dans la deuxième partie, le refroidissement est si fort que la températua passe directement d'une température de mise en solution vers une tec pérature de trempe, pendant que la structure est laminée. (Pour l'alliage A.l-Mg-Si ci-dessus, cette température se situe en-dessous de 260°C.) En faisant cela, la température traverse la gamme de températures semi-chaudes, où se produit le phénomène expliqué ci-dessus, et se refroidit plus loin, en dépassant la limite inférieu: de ladite gamme, pour se terminer à une température de trempe, toujours sous laminage. Ce laminage final en-dessous de ladite gamme joue le rôle d'un travail à froid préliminaire au tréfilage, mais le rôle essentiel est que la structure se refroidit suffisamment vite pour éviter que la structure subgranulaire spéciale ne se détruise.

Ce qui est donc essentiel pour obtenir ladite structure sut granulaire, c’est qu’il y ait un travail mécanique, éventuellement sous précipitation, dans la gamme des températures semi-chaudes, sui d'un refroidissement sufELssamment rapide pour que la structure ne soit pas détruite. Ce refroidissement peut donc, comme montré ci-des être accompagné d'un laminage ou d'une autre déformation mécanique, mais il peut également être un simple refroidissement, par exemple , par passage dans un bain de trempe.

> t» i ' 10.

*

Similairement, il est de moindre importance ce qui se passe avant le travail mécanique dans ladite gamme, mais il est préférable qi «ce travail puisse débuter avec suffisamment d'éléments d'alliage en /1·. solution. C'est pour cette raison que la température de début du __refroidissement rapide est aussi haute que possible, de preference

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au-dessus de la température de mise en solution essentielle des éléments d'alliage. Et c'est également pour cette raison que, pour un train de laminage assez long, on va diviser le laminage en deux parties, dont la première a en général une durée plus longue que la deuxième et a une vitesse de refroidissement plus petite que la moitié de la vitesse de refroidissement pendant la deuxième partie. Alors en fait, le refroidissement rapide qui entre dans ladite gamme de températures semi-chaudes est précédé d'un refroidissement pré- i liminaire à partir d’une température de travail à chaud, tandis que l’alliage est soumis au laminage. Il est à noter que pour la formation du fil machine, le laminage pourrait en totalité ou partiellement être remplacé par l'extrusion ou tout autre travail mécanique, bien que le laminage soit préféré. On peut aussi, pendant la première partie du laminage, chauffer la matière laminée pour garder un maximum en solution, ou chauffer avant ce laminage. Mais en principe, il suffira que la température de début du refroidissement rapide se trouve dans la gamme des températures semi-chaudes, parce qu*alors le refroidissement vers la température de trempe s’effectne toujours pour une partie dans cette gamme, de sorte à obtenir la structure subgranulaire désirée.

La matière qui entre le laminoir ne doit pas nécessairement être une tige coulée par coulée continue. Elle peut se présenter sous forme de lingot à laminer ou à extrader. Toutefois, la coulée continu? est préférée, parce que, en envoyant la tige solidifiée et à haute température vers l'entrée du laminoir, il y a un minimum de chaleur perdue et les éléments d'alliage se trouvent pour une partie surabon-• dante en solution* La température d'entrée dans le laminoir ne doit 1 , -v 1 * 11.

! pas atteindre la température de fusion, c’est à dire, la températuri ! ou les composés eutectiques aux joints de grains se ramollissent, ! ce qui empêcherait un hon laminage* La tige coulée peut avoir une J section en forme circulaire.

I L’invention sera expliquée à l’aide d’un exemple,

| L’alliage utilisé à titre d’exemple est un alliage Al-Mg-S

! du type 6201 ayant comme composition : Mg : 0,50 $ » Si : 0,46 } J Fe : 0,14 j Zn ; 0,006 $ ; Cu : 0,004 ; Kn : 0,015 # l Ti : 0,0 V : 0.004 #.

I , Dans cet alliage, les éléments d’alliage qui se précipitent substar j tiellement dans la zone semi-chaude sont le magnésium et le siliciu j Le fer, bien qu’étant présent pour un pourcentage relativement grax ! ne joue pas un rôle important, puisque celui-ci se précipite tro} j facilement après coulée avant d’atteindre la zone semi-chaude*

Quatre spécimens de cet alliage ont été traités. Les quat: spécimens, après sortie d’une coulée continue sous forme d’une tigi d’une épaisseur de 40 mm, sont entrés dans un laminoir continu à 15 pas, à une température de 500°C environ, d’où ils sortent en fo: de fil machine ayant un diamètre de 9,5 mm» La vitesse de sortie di fil machine du laminoir est de 3 Par seconde. Toutefois, dans 1' quatre cas, la réfrigération e3t différente :Pour les trois premie: specimens, les 6 premiers pas du laminoir reçoivent un débit minim de liquide de réfrigération, de l’ordre de 5 m^ par heure, de sort à ce que le fil quitte le sixième pas à une température de 480“C ‘ environ. Pendant les 7 derniers pas, différents débits de liquide de réfrigération sont appliqués jusqu’à 30 m3 par heure, de sorte à ce que le fil quitte le laminoir à une température de 14°“c> 180° et 250°C respectivement pour les spécimens Ko. 1, 2 et 3» Ces fils | j machine sont alors enroulés comme matière de départ pour le tréfil à froid et le vieillissement ultérieur. Le quatrième spécimen est Λ - a *? r.*", £·»;αι ------------------------ 5 * 12.

, ·* spécimen traité de manière classique : laminage à partir de 50Û°C environ avec débit égal de liquide de réfrigération sur les différents pas, d’environ 10 par heure, pour obtenir une température de sortie du fil machine d’environ 550°C. Ce fil, après enroulement, est alors soumis à un traitement de mise en solution dans un four à 530°C pendant dix heures, et ensuite trempé rapidement jusqu’à température ambiante pour produire le spécimen No. 4» également à diamètre de 9»5 mm»

Ces quatre fils sont ensuite tréfilés, sans traitement thermique intermédiaire, jusqu'à obtenir un fil de 3»05 mm environ et ensuite soumis à un vieillissement à 145°C allant jusqu’à 10 heures.

Dans les résultats donnés aux tables I à III ci-dessous, les mesures indiquées "WR" sont les mesures effectuées sur le fil machine avant tréfilage, les mesures "AD" sont les mesures effectués sur le fil après tréfilage et avant vieillissement, et les mesures A1, A3 à A10 signifient les mesures effectués sur le fil tréfilé après vieillissement après 1 heure, après 3 heures jusqu’à après 10 heures, afin de suivre l'effet du vieillissement.

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Dans la Dans la table I, le spécimen No. 2 est celui qui se rapproche le plus du spécimen No. 4 suivant les procédés classiques.

Mais ce qui est important, c'est que, premièrement, les normes ESE 78 (R > 33 et A 4) sont atteints sans le traitement coûteux I

de mise en solution. Ensuite, l'on peut constater que pour le spécimen 2, le vieillissement n'apporte plus aucun changement aux propriétés mécaniques, de sorte à ce que l'on peut l'éliminer. Ceci démontre que la structure subgranulaire, où il n'y a plus d'éléments d'alliage en solution, n’est pas sensible au vieillissement. Ceci veut dire que pour cette structure, le vieillissement peut également être éliminé. Ensuite, le fil machine après laminage, en attendant le tréfilage parfois pendant des semaines, n'est donc pas susceptible au vieillissement naturel, de sorte que les caractéristiques de livraison du fil machine sont les mêmes comme juste après la fabrication, ce qui élimine parfois la nécessité d'opérer un vieillissement intermédiaire sur le fil machine. Finalement, en regardant la table II, l'on constate que la conductivité est meilleure d'environ 5 λ» ce qui permet à l'utilisateur du fil conducteur d'épargner 5 de matériel.

Toujours en regardant la table II, on pourra constater que le spécimen 3 est nettement le meilleur en ce qui concerne la conductivité. Si la résistance à la traction a moins d'importance, on peut donc régler le procédé à obtenir un tel produit. Pour ce spécimen 3* la trempe dans la deuxième partie du laminoir a été moins rapide, et la structure subgranulaire a pu se détruire pour une petite partie et les précipités s'agglomérer un peu plus, ce qui explique les caractéristiques mécaniques inférieures et la bonne conductivité.

« ; Pour le spécimen 1, la trempe dans la deuxième partie a été très rapide. Ici, seulement une partie des éléments d'alliage a pu - * se précipiter de la manière désirée, mais une autre partie est restée ^ · „en sursaturation. C'est la raison pour laquelle ces spécimens sont - ï / .::-3 S7S41 _________________________ * 15.

encore sensibles au vieillissement. Ils profitent donc» en partie, des avantages de la méthode classique, et en partie des avantages de la structure de l'invention, ce qui donne une très bonne combinaison de caractéristiques mécaniques et électriques, nécessitant bien un vieillissement, mais toujours sans aucune mise en solution coûteuse.

La méthode suivant l'invention, qui englobe donc les traitements des spécimens 1 et J, donne donc un moyen de contrôle pour obtenir différents types de combinaisons de propriétés, suivant l'application désirée, électrique ou non, 2

Table II ; Résistivité en ohms min /cm —

Spécimen WR AD A1 A3 A5 A7 A.9 j 1 32,89 33,09 32,66 32,19 32,00 31,71 31,63 3 2 31,20 32,23 31,07 30,88 30,77 30,39 30,34 y 3 31,44 29,95 29,85 29,78 29,78 29,50 29,66 2 4 33,36 33,56 32,98 32,62 32,19 32,19 32,04 3 t

Le fil machine obtenu avant tréfilage a, comme expliqué ci-dessus, une structure metallôgraphique spéciale. Contrairement au fil machine 4 qui a été recristallisé, et aux ne peut donc plus avoir des grains allongés par la déformation du laminage, les spécimens 1 à 3 ont une structure granulaire, dont l'allongement par le travail mécanique antérieur ne s'est pas notablement effacé. En plus les grains se trouvent divisés en sub-grains qui se distinguent les uns des autres par un léger changement d'orientation du réseau cris-! tallin, et dont les joints sont formés par des dislocations où des s » » 16.

,Α.

germes de précipités sont venus se loger pour fixer ces dislocations. Ce sont probablement ces dislocations fixées qui opèrent comme sources de dislocations d’énergie supérieure qui sont responsables des meilleures caractéristiques mécaniques. Ceci ne veut pas dire que la structure sera toujours exempte de précipités ayant une dimension de plus de 1 micron et qui sont visibles au microscope optique. De tel3 précipités peuvent avoir eu leur origine après la coulée et avant ou pendant le laminage préliminaire=et aussi par coalescence excessive pendant et après le travail à température semi-chaude. Et les éléments d'alliage de ces gros précipités sont perdus pour la formation de la structuré désirée à précipités extra-fins. Mais il est nécessaire qu'une partie substantielle des éléments d’alliage solubles ne se soient pas conglomérés pour une trop grande partie, afin d'obtenir une partie substantielle de précipités de moins de 1 micron, c'est à dire un minimum que quelque 20, 30, 40, 50 pourcent ou plus de précipités fins par rapport à la quantité totale soluble, et qui ne sont plus en solution, mais qui ne sont p'as encore visibles au microscope optique. Cette précipitation pourra avoir lieu, ou bien pendant le travail à température semi-chaude où une parti des précipités se localisent aux joints entre les sub-grains, ou bien pendant un vieillissement final.

Pour un alliage Al-Mg-Si, comprenant 0,3 à 0,9 c,o de magnésium, 0,25 à 0,75 de silicium, le reste étant des impuretés (c'est à dire des éléments en quantité de moins de 0,05 ¢), éventuellement du fer entre 0 et 0,6 ¢, et de l'aluminium comme métal de base, la méthode générale préférée est comme suit. L'alliage est d'abord coulé en continu dans une roue de coulée pour former une tige d'une épaisseur de 40 mm à peu près. Ensuite, avant de pouvoir entrer le laminoir il doit se refroidir jusqu'à au moins 550°C, parce que les composés ’ intergranulaires eutectiques Al-MggSi et Al-Si-Mg2Si ne se solidifient ; qu'à 585°C, respectivement 550°C. Toutefois, en-dessous de cette tem-pérature de 550°C, le réseau cristallin se trouve bien hosogénisé.

v_________ I , _ ................ _ .............. ... ________________________________ η.

A titre d’exemple, pour différentes compositions, les températures de homogénisation sont comme suit : pour 0, 6 # Mg et 0,6 io Si : 520°C ; poux* 0,6 /ί Mg et 0,4 $ Si : 500°C ; pour 0,4 f° Mg et 0,6 fi Si : 490°C ; pour 0,4 7^ Mg et 0,4 fi Si : 470°C. C'est à dire qu'en entrant la tige chaude à une température entre 500°C et 530°C, la très grande partie des éléments d'alliage Mg et Si se trouve toujours en solution, sans danger de fusion de la tige à l'entrée. Ensuite, la tige est laminée dans un train de laminoir continu d'où, il sort à une vitesse de quelque 3 mètres par seconde et à un diamètre de f à 12 mm. Dans une px*emière partie, à peu près la moitié des pas du laminoir, le refroidissement est limité, et l'on peut même ajouter un chauffage, pour que'la température ne baisse pas en-dessous de 470°C, pour que la plupart des éléments d'alliage qui entrent en ligne de compte ,3· joute un mot p0Ur qe durcissement par^^BohctîeiRg et le Si, reste toujours en ! | solution. Alors, dans la dernière moitié des pas du laminoir, on ! opère un refroidissement très fort pour que la tige en sorte à une I température inférieure à 260°C, pour éviter la coalescence des pré-! J cipités pendant et après ce laminage. Toutefois, puisque cette coa- j lescence est une question de température et du temps, et peut, à température basse, continuer lentement, il est préférable que la température à sortie du laminoir soit inférieure à 200°C. Il a été ' expliqué ci-dessus comment la température de sortie peut être utilisée ‘î comme paramètre pour produix'e différentes qualités.

jj L'invention n'est toutefois pas limitée -.ux alliages Al-Kg~Si.

' Il est clair que, en utilisant les prescriptions et les explications du phénomène physique expliqué ci-dessus, l'on peut utiliser des i . alliages équivalents à des températures appropriées. Pour des alliagei i. à base d'aluminium, on pourra spécialement sélecter un alliage dur- cissable par précipitation du type Al-Cu-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si ou Al-îîn, r · Pour les alliages de cuivre, on peut également sélecter un alliage du: cissable par précipitation dans la classe Cu-Ag, Cu-Be, Cu-Cd, Cu-Pe, Cu-Zn, Cu-Ti, Cu-Sn, Cu-Hf, Cu-Cr, Cu-Co, Cu-Kg-Si, Cu-IÎg-P, Cu-Cc-Si, Cu-!ïi-Pe, Cu-îïi-Si, Cu-lïi-P, Cu-Be-Ni, Cu-Co-3e.

• 2 10.0¾ *?«| . ___ _____________________ ...--------- - Λ* » 18.

L'invention n'est non plus limitée à un travail mécanique, laminage ou extrusion, qui constitue l'opération de dégrossissage de la pièce d'alliage. On peut utiliser un travail mécanique dans ladite gamme semi-chaude, qui est sous forme de flexions rapides du fil ou de la tige dans différents sens, par passage sur une série de poulies, ou un travail sous forme de torsion par exemple lors du câblage du fil. Le produit filiforme ne doit pas nécessairement avoir un profil rond, mais peut avoir la forme d'une bande ou toute autre forme allongée.

Le laminage ne doit non plus être nécessairement un laminage en continu après coulée continue. On peut par exemple utiliser un laminage qui débute avec un dégrossissage de billettes ou wirebars, où les tiges formées par le dégrossissage sont alors soudées l'une à l'autre bout à bout au fur et à mesure qu'elles sortent du train de dégrossissage, et cette tige soudée peut alors être entrée en continu dans un train de laminoir continu, f /.

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Claims

1. Procédé de traitement d'un alliage à "base d'un métal non-ferreux l j durcißsable par précipitation, dans lequel procédé ledit alliage est soumis à un refroidissement à partir d'une température dans la gamme des températures semi-chaudes jusqu'à une température de trempe, caractérisé en ce que, lors du refroidissement au moins dans la partie à l'intérieur de ladite gamme, l'alliage est soumis à un travail mécanique, le temps total dudit refroi-I dissement étant suffisamment court pour éviter la formation de î | v précipités ayant une dimension de plus de 1 micron· | i

2. Procédé suivant la revendication 1, caractérisé en ce que ledit alliage comprend des éléments d'alliage qui sont encore solublei pour une partie substantielle dans ledit métal non-ferreux à la température limite supérieure de ladite gamme.

3. Procédé suivant la revendication 2, caractérisé en cei aue ledit | j travail mécanique est accompagné d'une précipitation substantie. des éléments d'alliage.

4« Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 3, cara i térisé en ce que le travail mécanique est effectué pendant tout i refroidissement.

) 5« Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 4» caractérisé en ce que ledit refroidissement est immédiatement précédé d'un refroidissement préliminaire à partir d’une tempé-! rature de travail à chaud, tandis que l'alliage est soumis à ur j travail mécanique. j

] 6. Procédé suivant la revendication 5, caractérisé en ce que la . * * i | ! ? temoérature de départ du refroidissement préliminaire est une ] ; j :température de mise en solution substantielle desdits éléments J *- - - î d'alliage« , 20. I

7· Procédé suivant la revendication 6, caractérisé en ce que ledit I refroidissement préliminaire comporte deux parties qui se suc- I cèdent, la première ayant ur.e durée plus longue que la deuxième I et ayant une vitesse de refroidissement Doyenne plus petite que | la moitié de la vitesse pendant la deuxième partie, la tempéra- I ture pendant la première partie ne descendant pas en-dessous de I la température de mise en solution essentielle desdits éléments I d'alliage, I

8. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 1 à 7» carac- I térisé en ce que le travail mécanique est un laminage en continu produisant un fil machine.

9. Procédé suivant la revendication 8, on combinaison avec l'une quelconque des revendications 6 et 7» caractérisé en ce que le laminage pendant ledit refroidissement préliminaire est précédé d’une coulée continue d'une tige est dirigée vers le laminage ! sans refroidissement en-dessous de la température de mise en solution essentielle des éléments d’alliage.

10. Procédé suivant la revendication 9, caractérisé en ce que ladite tige, en parcourant le chemin entre la coulée et le laminage, est rechauffée sans atteindre la température de fusion.

11. Procédé suivant l'une des revendications 8 à 10, caractérisé en ce que ledit fil machine, apx'ès ledit refroidissement jusqu'à la température de trempe, est tréfilé sans traitement thermique intermédiaire.

12. Procédé suivant la revendication 11, caractérisé en ce que le J produit tréfilé est soumis à un vieillissement artificiel. * J / ’ ✓ / __ :C C*0 S7C41 , · 21. %

13. Procédé suivant l’une quelconque de3 revendications 1 à 12, | ^ caractérisé en ce que ledit alliage est un alliage à base de ; cuivre ou d’aluminium, durcissable par précipitation. I

14* Procédé suivant la revendication 13» caractérisé en ce que | l'alliage est à base d'aluminium, et est un alliage du type j Al-Cu-Si, Al-Cu-Mg, Al-Si ou Al-lin.

15. Procédé suivant la revendication 13, caractérisé en ce que l’ail i; [: est à base d’aluminium, lesdits éléments d'alliage étant du magn fi | sium et du silicium. t i i

‘ 16. Procédé suivant la revendication 15» caractérisé en ce que l'ai- | , . i liage comprend 0,3 à 0,9 ψ de magnésium et 0,25 à 0,75 Ί0 de j l silicium comme étant lesdits éléments d’alliage, le restant étar ? des impuretés ainsi que 0 à 0,60 ^ de fer et de l’aluminium j j comme métal de base, la gamme de températures semi-chaudes s'été l dant alors entre environ 340 °C et 260°C, ladite température de ; i trempe se situant en-dessous de- 260°C ladite température de tra· j vail à chaud se situant entre 340°C et 550°C, et ladite tempé rature de mise en solution desdits éléments d’alliage étant d'environ 470°C.

17* Procédé suivant la revendication 16, caractérisé en ce que l’alliage est coulé en continu pour former une tige, nue la tige encore chaude et à une température entre 500 et 530°C est dirigée vers l’entrée d'un laminoir en continu comprenant un nombre de pas, que pendant au moins la partie initiale dégros-sisseuse, le refroidissement de la tige est limité pourque celle ne se refroidisse pas en-dessous de 470°C, et qxie pendant la partie subséquente finale, le refroidissement est suffisant pou j que la tige sorte du laminoir à une température inférieure à j 260°C, de préférence inférieure à 200°C. î - _______ — · » B 10.fe5 J______________________________ ______ _ _____ f 22. >

18. Produit obtenu par l’une quelconque des revendications 1 à 17.

19. Produit filiforme d’un alliage à base d’un métal non-ferreux, durcissable par précipitation et ayant une structure métallo-graphique granulaire allongée avec des précipités d’une dimension de moins d'un micron, caractérisé par le fait que les grains sont composes d’un nombre de sub-grains. »

20. Produit suivant la revendication 19» caractérisé en ce qu’une partie des précipités sont localisés aux joints entre les sub-grains.

21. Produit suivant l'une quelconque des revendications 19 et 20, * caractérisé en ce que ledit alliage est un alliage à base de cuivre ou d'aluminium, durcissable par précipitation.

22. Produit suivant la revendication 21, caractérisé en ce que l'alliage comprend 0,5 à 0,9 de magnésium et 0,25 à 0,75 i° de silicium comme étant lesdits éléments d'alliage, le restant étant des impuretés ainsi que 0 à 0,6 ^ de fer, et de l'aluainiur comme métal de base. . 4. / t * J *· Λ - : -’Hi