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EP1143027A1 - Process for making avionic structural elements from an Al-Si-Mg alloy - Google Patents

Process for making avionic structural elements from an Al-Si-Mg alloy Download PDF

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Publication number
EP1143027A1
EP1143027A1 EP01420078A EP01420078A EP1143027A1 EP 1143027 A1 EP1143027 A1 EP 1143027A1 EP 01420078 A EP01420078 A EP 01420078A EP 01420078 A EP01420078 A EP 01420078A EP 1143027 A1 EP1143027 A1 EP 1143027A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
mpa
product
fuselage
element according
composition
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP01420078A
Other languages
German (de)
French (fr)
Other versions
EP1143027B1 (en
Inventor
Ronan Dif
Lequeu
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Constellium Issoire SAS
Original Assignee
Alcan Rhenalu SAS
Pechiney Rhenalu SAS
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Alcan Rhenalu SAS, Pechiney Rhenalu SAS filed Critical Alcan Rhenalu SAS
Publication of EP1143027A1 publication Critical patent/EP1143027A1/en
Application granted granted Critical
Publication of EP1143027B1 publication Critical patent/EP1143027B1/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to the field of rolled, extruded or forged alloy products.
  • 6000 series Al-Si-Mg aluminum according to the alloy designations of the Aluminum Association, intended for the manufacture of structural elements for aircraft, including fuselage elements.
  • Most commercial aircraft fuselages are made from sheet metal alloy 2024 in the T3 or T351 state, plated on both sides of an alloy lightly loaded aluminum, for example a 1050 or 1070 alloy, for the purpose improve corrosion resistance.
  • the thickness of the veneer can represent, depending on the thickness of the core sheet, between 2 and 12% of the total thickness.
  • US Pat. No. 4,589,932 (Alcoa) describes the use, for aircraft structural elements, of an alloy, subsequently registered under the designation 6013, of composition (% by weight): If: 0.4 - 1.2 Mg: 0.5 - 1.3 Cu: 0.6 - 1.1 Mn: 0.1 - 1 Fe ⁇ 0.6 Patent EP 0173632, in the name of the applicant, describes an alloy, subsequently registered under the designation 6056, of composition: If: 0.9 - 1.2 Mg: 0.7 - 1.1 Cu: 0.3 - 1.1 Mn: 0.25 - 0.75 Zn: 0.1 - 0.7 Zr: 0.07 - 0.2 Fe ⁇ 0.3 Patent EP 0787217, also in the name of the applicant, relates to a particular tempering treatment, leading to a T78 state, for an alloy of type 6056, so as to desensitize it to intercrystalline corrosion, and thus to allow its use without plating.
  • FIG. 1 represents, in the form of Wöhler curves, the fatigue life of samples according to Example 1 in the T6 and T78 state, before and after prolonged exposure in a marine atmosphere.
  • FIG. 2 represents the results of the intercrystalline corrosion tests as a function of the elastic limit direction TL in the state T4 for the samples of Examples 6 and 7.
  • the plate was reheated to 530 ° C, scalped, hot rolled then cold until thickness of 3.2 mm. Samples of the sheet obtained were dissolved in 550 ° C, quenched with water, finished and subjected to tempering.
  • the income was 8 h at 175 ° C to obtain the state T6, that is to say the state corresponding to the maximum mechanical strength; for the others, it was 6 h at 175 ° C then 2 h at 220 ° C, a time equivalent to 175 ° C of 95 h, to obtain the state T78, as indicated in Example 3 of the patent EP 0787217.
  • the mechanical characteristics were measured in the TL direction, namely the breaking strength Rm (in MPa), the conventional elastic limit at 0.2% elongation R 0.2 (in MPa), and the elongation at break A (in%), as well as the sensitivity to intercrystalline corrosion (CI) according to the American military standard MIL-H-6088.
  • the toughness was also measured by the method of the curve R, according to standard ASTM E 561.
  • the curve R also makes it possible, for example by the method of L.
  • the plate was transformed under the same conditions as in Example 1, except as regards the income in state T78. Part of the samples underwent a 6-hour tempering at 175 ° C then 5 h at 210 ° C, a total equivalent time at 175 ° C of 105 h, in accordance with the preferred teaching of patent EP 0787217.
  • alloys A, B and C the compositions of which (in% by weight), included in the preferred composition range of the invention, and the final laminating thicknesses e, are indicated in Table 7: alloy e (mm) Yes Mg Cu Mn Fe Zn If + 2Mg AT 1.4-3.2 0.93 0.75 0.60 0.63 0.10 0.16 2.43 B 4-8 0.91 0.76 0.64 0.59 0.13 0.17 2.43 VS 4.5-6 0.94 0.80 0.64 0.56 0.10 0.13 2.54
  • the plates were transformed in an identical manner to those of the previous examples until tempering, except that, for the thicknesses greater than or equal to 4.5 mm, indicated in Table 7, there was no rolling to cold.
  • the same tempering was carried out for all the samples 6 h at 175 ° C + 1 h at 190 ° C, ie a total equivalent time at 175 ° C of 55 h.
  • the same measurements were made as in the previous examples: static mechanical characteristics in the direction of TL R 0.2 (in MPa), Rm (in MPa) and A (in%), sensitivity to intercrystalline corrosion, toughness in the TL direction (in MPa ⁇ m), and speed of propagation of cracks (direction TL). The results are shown in Tables 8, 9 and 10. Alloy-thick.
  • a first plate of this alloy was subjected to the production range A comprising the following stages: homogenization for 4 h at 540 ° C + 24 h at 565 ° C, scalping, reheating at 530 ° C, hot rolling of a strip up to 4.5 mm, cutting the strip into sheets, dissolving in an air oven for 40 min at 550 ° C, water quenching, finishing, T6 tempering from 8 h at 175 ° C.
  • a second plate has undergone a manufacturing range B comprising the same steps except for the prior homogenization.
  • the size of the grain (thickness e and length l), at the surface and at mid-thickness of the sheet, was measured in the state T4 (before tempering), by optical microscopy on a polished section, as well as the distribution of the Al- Mn-Si in transmission electron microscopy. This distribution is evaluated by the parameter ECD (Equivalent Circle Diameter) ⁇ 4A / ⁇ in which A is the area of the phases observed on the micrographic section. To characterize the formability, the LDH (Limit Dome Height) parameter is used. This parameter is defined in patent application EP 1045043 in the name of the applicant. The results are shown in Table 11: Range e grain surface ( ⁇ m) 1 grain surface ( ⁇ m) e grain mid-th. ( ⁇ m) 1 grain mid-th. ( ⁇ m) ECD (nm) LDH (mm) AT 27 143 23 140 271 92 B 40 316 30 320 108 73
  • Samples were taken from the sheets of Example 3 and of Example 5 at different thicknesses and with different types of finishing, comprising at least one of the stripping operations (D), leveling by rollers (P) or traction leveling (T).
  • the elastic limit R 0.2 in the TL direction (in MPa) in the T4 state and in the T78 state was measured in each case, as well as the sensitivity to intercrystalline corrosion in the T78 state. This corrosion has been described as "light” when it shows pitting with short intergranular ramifications.
  • Table 16 E.g. alloy e (mm) Parach.
  • the samples thus obtained were subjected on the one hand to an income A of 6 h at 175 ° C + 13 h at 190 ° C, corresponding to a state T78 with time equivalent to 175 ° C of 55 h, and on the other hand at an income B of 6 h at 175 ° C + 6 h at 190 ° C, slightly over-returned state with a time equivalent to 175 ° C of 31 h, making it possible to exacerbate the sensitivity to intercrystalline corrosion.

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Abstract

A method for the fabrication of aircraft structural elements from an aluminium alloy comprises the casting of a preformer with a specific composition, the hot, and possibly cold, transformation of this preformer to obtain a product, putting this product into solution at between 540 and 570 degrees C, annealing the product, the production of the structural element by forming and possibly welding and tempering the structural element, in one or more stages, at 175 degrees C for a time expressed in hours of between (-160+57 gamma ) and (-184+ 69 gamma ), where gamma is the sum of the % composition by weight of Si + 2Mg + 2Cu. The composition of the aluminium alloy is 0.7-1.3% Si, 0.6-1.1% Mg, 0.5-1.1% Cu, 0.3-0.8% Mn, less than 15 Zn, less than 0.3% Fe, less than 0.20% Zr, less than 0.25% Cr, with other elements each less than 0.05% and less than 0.15% in total, the rest being aluminium. An Independent claim is included for the aircraft structural fuselage element fabricated by this method.

Description

Domaine de l'inventionField of the invention

L'invention concerne le domaine des produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium Al-Si-Mg de la série 6000 selon les désignations d'alliages de l'Aluminum Association, destinés à la fabrication d'éléments de structure d'avions, notamment d'éléments de fuselage.The invention relates to the field of rolled, extruded or forged alloy products. 6000 series Al-Si-Mg aluminum according to the alloy designations of the Aluminum Association, intended for the manufacture of structural elements for aircraft, including fuselage elements.

Etat de la techniqueState of the art

Les fuselages des avions commerciaux sont réalisés pour la plupart à partir de tôles en alliage 2024 à l'état T3 ou T351, plaquées sur les deux faces d'un alliage d'aluminium peu chargé, par exemple un alliage 1050 ou 1070, dans le but d'améliorer la résistance à la corrosion. L'épaisseur du placage peut représenter, selon l'épaisseur de la tôle d'âme, entre 2 et 12% de l'épaisseur totale.Most commercial aircraft fuselages are made from sheet metal alloy 2024 in the T3 or T351 state, plated on both sides of an alloy lightly loaded aluminum, for example a 1050 or 1070 alloy, for the purpose improve corrosion resistance. The thickness of the veneer can represent, depending on the thickness of the core sheet, between 2 and 12% of the total thickness.

Depuis plusieurs années, on a proposé d'utiliser pour les panneaux de fuselage, à la place de l'alliage 2024 ou des alliages voisins, des alliages Al-Si-Mg de la série 6000. Ces alliages, également à traitement thermique, présentent de bonnes caractéristiques mécaniques à l'état traité, un module d'élasticité élevé et une densité plus faible que celle du 2024. Il s'agit de plus d'alliages facilement soudables, ce qui permettrait de réduire le nombre des assemblages rivetés , qui sont une source de surcoût, et également des sites de concentration de contraintes et d'initiation de corrosion.For several years, it has been proposed to use for fuselage panels, at the same time place of alloy 2024 or neighboring alloys, Al-Si-Mg alloys of the series 6000. These alloys, also with heat treatment, have good mechanical characteristics in the treated state, a high modulus of elasticity and a density lower than that of 2024. These are more easily weldable alloys, which would reduce the number of riveted assemblies, which are a source of additional cost, and also sites of concentration of constraints and initiation of corrosion.

Le brevet US 4589932 (Alcoa) décrit l'utilisation, pour des éléments de structure d'avions, d'un alliage, enregistré ultérieurement sous la désignation 6013, de composition (% en poids) :
Si : 0,4 - 1,2 Mg : 0,5 - 1,3 Cu : 0,6 - 1,1 Mn : 0,1 - 1 Fe < 0,6
Le brevet EP 0173632, au nom de la demanderesse, décrit un alliage, enregistré ultérieurement sous la désignation 6056, de composition :
Si : 0,9 - 1,2 Mg : 0,7 - 1,1 Cu : 0,3 - 1,1 Mn : 0,25 - 0,75 Zn : 0,1 - 0,7 Zr : 0,07 - 0,2 Fe < 0,3
Le brevet EP 0787217, également au nom de la demanderesse, concerne un traitement de revenu particulier, conduisant à un état T78, pour un alliage du type 6056, de manière à le désensibiliser à 1a corrosion intercristalline, et à permettre ainsi son utilisation sans placage pour le fuselage des avions. Ce revenu se définit par une durée totale, mesurée en temps équivalent à 175°C, comprise entre 30 et 300 h, et de préférence entre 70 et 120 h. Ce développement a fait l'objet d'une communication de R. Dif, D. Béchet, T. Warner et H. Ribes : « 6056 T78 : A corrosion resistant copper-rich 6xxx alloy for aerospace applications » au congrès ICAA-6 (juillet 1998) à Toyohashi (Japon), et publié dans les Proceedings du congrès, pages 1991-1996.
La mise en forme des pièces se fait de préférence à l'état T4, dans lequel l'alliage 6056 présente une excellente formabilité. Le revenu est effectué sur les pièces formées et éventuellement soudées. L'utilisation du 6056 à l'état T78 conduit à une désensibilisation complète à la corrosion intercristalline du joint soudé ou du produit de base, et à des caractéristiques mécaniques statiques équivalentes à celles du 2024 T3 ou T351 plaqué. Cependant, il est apparu souhaitable d'améliorer les résultats obtenus en ce qui concerne la tolérance aux dommages, tout en conservant les propriétés mécaniques statiques et la désensibilisation à la corrosion intercristalline.US Pat. No. 4,589,932 (Alcoa) describes the use, for aircraft structural elements, of an alloy, subsequently registered under the designation 6013, of composition (% by weight):
If: 0.4 - 1.2 Mg: 0.5 - 1.3 Cu: 0.6 - 1.1 Mn: 0.1 - 1 Fe <0.6
Patent EP 0173632, in the name of the applicant, describes an alloy, subsequently registered under the designation 6056, of composition:
If: 0.9 - 1.2 Mg: 0.7 - 1.1 Cu: 0.3 - 1.1 Mn: 0.25 - 0.75 Zn: 0.1 - 0.7 Zr: 0.07 - 0.2 Fe <0.3
Patent EP 0787217, also in the name of the applicant, relates to a particular tempering treatment, leading to a T78 state, for an alloy of type 6056, so as to desensitize it to intercrystalline corrosion, and thus to allow its use without plating. for aircraft fuselage. This income is defined by a total duration, measured in time equivalent to 175 ° C, between 30 and 300 h, and preferably between 70 and 120 h. This development was the subject of a communication by R. Dif, D. Béchet, T. Warner and H. Ribes: "6056 T78: A corrosion resistant copper-rich 6xxx alloy for aerospace applications" at the ICAA-6 congress ( July 1998) in Toyohashi (Japan), and published in the Proceedings of the congress, pages 1991-1996.
The parts are preferably formed in the T4 state, in which the alloy 6056 has excellent formability. Income is made on the formed and possibly welded parts. The use of 6056 in state T78 leads to complete desensitization to intercrystalline corrosion of the welded joint or of the basic product, and to static mechanical characteristics equivalent to those of plated 2024 T3 or T351. However, it appeared desirable to improve the results obtained as regards damage tolerance, while retaining the static mechanical properties and the desensitization to intercrystalline corrosion.

Objet de l'inventionSubject of the invention

L'invention a pour objet un procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion à partir de produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium comportant :

  • la coulée d'une ébauche de composition (% en poids) :
    Si : 0,7 - 1,3 Mg : 0,6 - 1,1 Cu : 0,5 - 1,1 Mn : 0,3 - 0,8 Zn < 1 Fe < 0,30 Zr < 0,20 Cr < 0,25 autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 au total, reste aluminium,
  • la transformation à chaud, et éventuellement à froid, de cette ébauche pour donner un produit,
  • la mise en solution du produit entre 540 et 570°C,
  • la trempe du produit,
  • la réalisation de l'élément de structure par mise en forme du produit, et éventuellement soudage,
  • le revenu de l'élément de structure, en un ou plusieurs paliers, pour lequel le temps équivalent total à 175°C exprimé en heures est compris entre (-160 + 57γ) et (-184 + 69γ), γ étant la somme des teneurs en % en poids Si + 2Mg + 2Cu.
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion, dans lequel la composition des produits appartient à un domaine de composition préférentiel (% en poids) :
Si : 0,7 - 1,1 Mg : 0,6 - 0,9 Cu : 0,5 - 0,7 Mn : 0,3 - 0,8 Zr < 0,2 Fe < 0,2 Zn < 0,5 Cr < 0,25 Mg/Si < 1, Si + 2Mg : 2 - 2,6
autres éléments < 0,05 chacun et 0,15 au total, reste aluminium,
et le revenu a une durée comprise entre 40 et 65 h de temps équivalent total à 175°C.
Elle a aussi pour objet un élément de fuselage d'avion réalisé à partir de produits de la composition préférentielle indiquée ci-dessus.The subject of the invention is a method of manufacturing an aircraft structural element from rolled, extruded or forged products of aluminum alloy comprising:
  • pouring a composition blank (% by weight):
    Si: 0.7 - 1.3 Mg: 0.6 - 1.1 Cu: 0.5 - 1.1 Mn: 0.3 - 0.8 Zn <1 Fe <0.30 Zr <0.20 Cr <0.25 other elements <0.05 each and <0.15 in total, aluminum remains,
  • the hot transformation, and possibly cold, of this blank to give a product,
  • dissolving the product between 540 and 570 ° C,
  • the hardening of the product,
  • the production of the structural element by shaping the product, and possibly welding,
  • the income of the structural element, in one or more stages, for which the total equivalent time at 175 ° C expressed in hours is between (-160 + 57γ) and (-184 + 69γ), γ being the sum of contents in% by weight Si + 2Mg + 2Cu.
The subject of the invention is also a method of manufacturing an aircraft structural element, in which the composition of the products belongs to a preferred composition range (% by weight):
If: 0.7 - 1.1 Mg: 0.6 - 0.9 Cu: 0.5 - 0.7 Mn: 0.3 - 0.8 Zr <0.2 Fe <0.2 Zn <0, 5 Cr <0.25 Mg / Si <1, Si + 2Mg: 2 - 2.6
other elements <0.05 each and 0.15 in total, aluminum remains,
and the tempering has a duration of between 40 and 65 h of total equivalent time at 175 ° C.
It also relates to an aircraft fuselage element produced from products of the preferred composition indicated above.

Description des figuresDescription of the figures

La figure 1 représente, sous forme de courbes de Wöhler, la durée de vie en fatigue d'échantillons selon l'exemple 1 à l'état T6 et T78, avant et après exposition prolongée en atmosphère marine.
La figure 2 représente les résultats des essais de corrosion intercristalline en fonction de la limite d'élasticité sens TL à l'état T4 pour les échantillons des exemples 6 et 7.FIG. 1 represents, in the form of Wöhler curves, the fatigue life of samples according to Example 1 in the T6 and T78 state, before and after prolonged exposure in a marine atmosphere.
FIG. 2 represents the results of the intercrystalline corrosion tests as a function of the elastic limit direction TL in the state T4 for the samples of Examples 6 and 7.

Description de l'inventionDescription of the invention

L'invention repose sur la constatation qu'à l'intérieur du domaine de composition et de revenu décrits dans le brevet EP 0787217, il existe un domaine restreint reliant les éléments majeurs de la composition (Si, Mg et Cu) et le temps équivalent total à 175°C du revenu, tel que ce paramètre est défini dans EP 0787217, domaine pour lequel on obtient, par rapport aux résultats divulgués dans les exemples de ce brevet européen, une amélioration des caractéristiques mécaniques statiques et de la tolérance aux dommages, sans influence néfaste sur la sensibilité à la corrosion intercristalline. On peut ainsi relier à chaque composition d'alliage un facteur γ égal à la somme des teneurs (en % en poids) Si + 2Mg + 2Cu, et à ce facteur γ une plage de temps équivalent à 175°C pour le revenu comprise (en heures) entre (-160 + 57γ) et (-184 + 69γ), et de préférence entre (-150 + 57γ) et (-184 + 69γ).
Plus particulièrement, les inventeurs ont mis en évidence qu'en déchargeant l'alliage par rapport aux compositions des exemples du brevet européen, c'est-à-dire en se plaçant plutôt dans la partie basse des plages de teneurs pour ces 3 éléments, tout en s'efforçant que ces éléments soient mis en solution aussi complètement que possible, l'alliage devenait moins sensible à la corrosion intercristalline à sur-revenu donné, et que par conséquent, on pouvait le désensibiliser avec un sur-revenu moins poussé. Ainsi, dans le domaine de composition préférentiel mentionné plus haut, avec notamment Cu < 0,7% et Si + 2Mg < 2,6%, le temps équivalent à 175°C du revenu pour atteindre l'état T78 avec désensibilisation totale se situe entre 40 et 65 h, soit en dessous de la plage préférentielle (70 à 120 h) indiquée dans le brevet EP 0787217. Cependant, pour obtenir une résistance mécanique suffisante, il est nécessaire de maintenir Cu > 0,5% et Si + 2Mg > 2,0 et de préférence > 2,3%.
Dans ce domaine de composition préférentiel, associé à un revenu T78 à temps équivalent à 175°C compris entre 40 et 65 h, on peut obtenir, outre une désensibilisation complète à la corrosion intercristalline, le niveau de propriétés suivant en matière de caractéristiques mécaniques statiques, de ténacité et de vitesse de propagation de fissures

  • une limite d'élasticité R0,2 (sens TL) > 330 MPa, une résistance à la rupture Rm (sens TL) > 360 MPa et un allongement A (sens TL) > 8%.
  • une ténacité en contrainte plane, mesurée dans le sens T-L, selon la norme ASTM E561, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
  • KR (Δa = 20 mm) > 90 MPa√m
  • KR (Δa = 40 mm) > 115 MPa√m
  • Kc0 > 80 MPa√m
  • Kc > 110 MPa√m
The invention is based on the observation that within the composition and income range described in patent EP 0787217, there is a restricted domain connecting the major elements of the composition (Si, Mg and Cu) and the equivalent time. total at 175 ° C. of the income, as this parameter is defined in EP 0787217, field for which one obtains, compared to the results disclosed in the examples of this European patent, an improvement in the static mechanical characteristics and in the tolerance for damage, without detrimental influence on the sensitivity to intercrystalline corrosion. We can thus link to each alloy composition a factor γ equal to the sum of the contents (in% by weight) Si + 2Mg + 2Cu, and to this factor γ a time range equivalent to 175 ° C for the income included ( in hours) between (-160 + 57γ) and (-184 + 69γ), and preferably between (-150 + 57γ) and (-184 + 69γ).
More particularly, the inventors have demonstrated that by discharging the alloy relative to the compositions of the examples of the European patent, that is to say by placing themselves rather in the lower part of the ranges of contents for these 3 elements, while endeavoring that these elements are put into solution as completely as possible, the alloy became less sensitive to intercrystalline corrosion at a given over-income, and that consequently, it could be desensitized with a less high over-income. Thus, in the preferred composition range mentioned above, with in particular Cu <0.7% and Si + 2Mg <2.6%, the time equivalent to 175 ° C of the income to reach the T78 state with total desensitization is between 40 and 65 h, ie below the preferred range (70 to 120 h) indicated in patent EP 0787217. However, to obtain sufficient mechanical resistance, it is necessary to maintain Cu> 0.5% and Si + 2Mg > 2.0 and preferably> 2.3%.
In this preferred composition range, associated with a T78 tempering time equivalent to 175 ° C. of between 40 and 65 h, it is possible to obtain, in addition to complete desensitization to intercrystalline corrosion, the following level of properties in terms of static mechanical characteristics , toughness and speed of crack propagation
  • an elastic limit R 0.2 (TL direction)> 330 MPa, a tensile strength R m (TL direction)> 360 MPa and an elongation A (TL direction)> 8%.
  • a tenacity under plane stress, measured in the direction TL, according to standard ASTM E561, such that at least one of the following properties is verified:
  • K R (Δa = 20 mm)> 90 MPa√m
  • K R (Δa = 40 mm)> 115 MPa√m
  • K c0 > 80 MPa√m
  • K c > 110 MPa√m

Les mesures sont effectuées sur une éprouvette CCT de largeur W = 760 mm et de longueur de fissure initiale 2a0 = 253 mm. L'essai permet de définir la courbe R du matériau, donnant la résistance à la déchirure KR en fonction de l'extension de la fissure Δa. On peut ensuite calculer à partir de cette courbe, et selon la procédure indiquée par L. Schwarmann dans Aluminium, 1991, vol.67, n° 5, p. 479, les ténacités apparente Kc0 et effective Kc qui correspondent à la rupture d'une éprouvette virtuelle de type CCT de largeur W = 400 mm et de longueur de fissure initiale 2a0 = 133 mm.

  • une ténacité dans le sens L-T, mesurée dans les mêmes conditions que celle dans le sens T-L, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
  • Kc0 > 90 MPa√m
  • Kc > 130MPa√m.
  • une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans le sens T-L selon la norme ASTM E647 pour R = 0,1 sur une éprouvette de type CCT de largeur W = 160 mm, inférieure à :
  • 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m
  • 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m
  • 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m
Enfin, on constate, à cet état T78 particulier, un moindre abattement de la tenue en fatigue après une exposition prolongée en milieu corrosif qu'à l'état T6.
Cet ensemble de propriétés, associé au fait que l'alliage est soudable, le rend particulièrement apte à la fabrication d'éléments de structure d'avions, notamment de fuselage.
Il est également possible d'utiliser l'alliage, dans la composition préférentielle de l'invention, à l'état T6. Le niveau de propriétés obtenues à cet état T6 avec la composition préférentielle de l'invention, en matière de caractéristiques mécaniques statiques, de ténacité et de vitesse de propagation de fissures est le suivant :
  • une limite d'élasticité R0,2 (sens TL) > 350 MPa, une résistance à la rupture Rm (sens TL) > 380 MPa et un allongement A (sens TL) > 6%.
  • une ténacité dans le sens T-L, mesurée dans les mêmes conditions que pour l'état T78 mentionné plus haut, telle que l'une au moins des propriétés suivantes
    soit vérifiée :
  • KR (Δa = 20 mm) > 95 MPa√m
  • KR (Δa = 40 mm) > 120 MPa√m
  • Kc0 > 85 MPa√m
  • Kc> 115 MPa√m
  • une ténacité mesurée dans le sens L-T dans les mêmes conditions, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
  • Kc0 > 100 MPa√m
  • Kc > 150 MPa√m.
  • une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans les mêmes conditions qu'à l'état T78, inférieure à :
  • 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m
  • 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m
  • 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m
Cet ensemble de propriétés, associé à la soudabilité de l'alliage, rend le produit particulièrement apte à la fabrication d'éléments de fuselage d'avions.
Le procédé de fabrication selon l'invention comporte la coulée d'une ébauche an alliage de la composition mentionnée, cette ébauche étant une plaque pour les produits laminés, une billette pour les produits filés ou un bloc de forge pour les produits forgés. L'ébauche est scalpée, puis réchauffée avant sa transformation à chaud par laminage, filage ou forgeage, et éventuellement transformée à froid. Après découpe au format approprié, le demi-produit obtenu est mis en solution à une température comprise entre 540 et 570°C, trempé, généralement à l'eau froide, et parachevé, cette dernière étape ayant essentiellement pour but de résorber les déformations du demi-produit issu de le trempe. C'est le plus souvent à cet état T4 que le produit est livré pour la mise en forme de l'élément de structure, et éventuellement son soudage. L'élément mis en forme et, le cas échéant soudé, est soumis ensuite au traitement de revenu selon l'invention.
La demanderesse a constaté qu'il est avantageux d'ajouter, avant le scalpage, une étape d'homogénéisation à une température comprise entre 540 et 570°C. Cette homogénéisation peut être du type mono-palier, ou du type bi-palier, le second palier étant à une température supérieure au premier. Elle contribue à améliorer la formabilité du produit à l'état T4, ainsi qu'à diminuer la taille de grain, ce qui conduit à une diminution de la rugosité du métal lorsque celui-ci subit un usinage chimique. Or, une rugosité trop importante peut entraíner l'amorçage de micro-fissures en fatigue. Par ailleurs, les essais ont montré que la désensibilisation à la corrosion intercristalline est d'autant plus efficace que le métal est plus écroui à l'état T4. Cet écrouissage peut résulter des opérations de parachèvement telles que le défripage ou le planage par rouleaux ou par traction dans le cas des tôles, et la traction ou l'étirage dans le cas des profilés. Il peut résulter également des opérations de mise en forme des pièces par roulage, étirage-formage, emboutissage, fluotournage ou pliage. Cet écrouissage, d'au moins 1%, et de préférence d'au moins 2% d'allongement permanent, peut être relativement important, par exemple jusqu'à 10%, voire 15% d'allongement permanent ; en effet, on constate, de manière surprenante, qu'un écrouissage important, bien qu'il accélère la cinétique de revenu, ne fait pas diminuer la limite d'élasticité à l'état T78 par rapport au même produit non écroui.
Cette possibilité d'utiliser un écrouissage important améliorant la résistance à la corrosion intercristalline est particulièrement utile dans le cas, assez fréquent dans la fabrication du fuselage d'un avion, où on doit assembler des tôles minces et des profilés. La demanderesse a constaté, en effet, que la désensibilisation à la corrosion intercristalline est plus difficile à réaliser sur les profilés que sur les tôles, sans doute à cause de la différence de structure métallurgique entre eux. Si on procède à la mise en forme séparée des tôles et des profilés, puis à leur soudage avant le revenu, celui-ci risque de conduire à une différence de résistance à la corrosion entre les parties issues de profilés et celles issues de tôles. Pour remédier à cet inconvénient, plutôt que de choisir un revenu très poussé pour désensibiliser les profilés, ce qui conduirait à une perte de résistance mécanique importante, il est préférable de garder le revenu T78 adapté à la désensibilisation des tôles, et de soumettre les profilés à un écrouissage supplémentaire pour amener leur résistance à la corrosion intercristalline au même niveau que celle des tôles minces.The measurements are carried out on a CCT test piece of width W = 760 mm and of initial crack length 2a 0 = 253 mm. The test makes it possible to define the curve R of the material, giving the resistance to tearing K R according to the extension of the crack Δa. We can then calculate from this curve, and according to the procedure indicated by L. Schwarmann in Aluminum, 1991, vol.67, n ° 5, p. 479, the apparent toughness K c0 and effective toughness K c which correspond to the rupture of a virtual test piece of the CCT type with a width W = 400 mm and an initial crack length 2a 0 = 133 mm.
  • a toughness in the LT direction, measured under the same conditions as that in the TL direction, such that at least one of the following properties is verified:
  • K c0 > 90 MPa√m
  • K c > 130MPa√m.
  • a crack propagation speed da / dn, measured in the TL direction according to standard ASTM E647 for R = 0.1 on a CCT type test piece of width W = 160 mm, less than:
  • 2 10 -3 mm / cycle for ΔK = 20 MPa√m
  • 4 10 -3 mm / cycle for ΔK = 25 MPa√m
  • 8 10 -3 mm / cycle for ΔK = 30 MPa√m
Finally, in this particular T78 state, there is a lower reduction in the fatigue strength after prolonged exposure in a corrosive environment than in the T6 state.
This set of properties, associated with the fact that the alloy is weldable, makes it particularly suitable for the manufacture of structural elements of aircraft, in particular of fuselage.
It is also possible to use the alloy, in the preferred composition of the invention, in the T6 state. The level of properties obtained in this state T6 with the preferred composition of the invention, in terms of static mechanical characteristics, toughness and speed of crack propagation is as follows:
  • an elastic limit R 0.2 (TL direction)> 350 MPa, a breaking strength R m (TL direction)> 380 MPa and an elongation A (TL direction)> 6%.
  • a toughness in the TL direction, measured under the same conditions as for the state T78 mentioned above, such that at least one of the following properties
    be checked:
  • K R (Δa = 20 mm)> 95 MPa√m
  • K R (Δa = 40 mm)> 120 MPa√m
  • Kc0> 85 MPa√m
  • Kc> 115 MPa√m
  • a toughness measured in the LT direction under the same conditions, such that at least one of the following properties is verified:
  • K c0 > 100 MPa√m
  • K c > 150 MPa√m.
  • a crack propagation speed da / dn, measured under the same conditions as in state T78, less than:
  • 2 10 -3 mm / cycle for ΔK = 20 MPa√m
  • 4 10 -3 mm / cycle for ΔK = 25 MPa√m
  • 8 10 -3 mm / cycle for ΔK = 30 MPa√m
This set of properties, associated with the weldability of the alloy, makes the product particularly suitable for the manufacture of aircraft fuselage elements.
The manufacturing method according to the invention comprises the casting of an alloy blank of the composition mentioned, this blank being a plate for the rolled products, a billet for the spun products or a forging block for the forged products. The blank is scalped, then reheated before its hot transformation by rolling, spinning or forging, and possibly cold transformed. After cutting to the appropriate format, the semi-finished product is dissolved at a temperature between 540 and 570 ° C, quenched, generally with cold water, and finished, this last step having essentially the aim of absorbing the deformations of the semi-finished product. It is most often in this state T4 that the product is delivered for the shaping of the structural element, and possibly its welding. The shaped element and, if necessary welded, is then subjected to the income treatment according to the invention.
The Applicant has found that it is advantageous to add, before scalping, a homogenization step at a temperature between 540 and 570 ° C. This homogenization can be of the single-bearing type, or of the two-bearing type, the second bearing being at a temperature higher than the first. It contributes to improving the formability of the product in the T4 state, as well as to reducing the grain size, which leads to a reduction in the roughness of the metal when the latter undergoes chemical machining. However, too much roughness can cause the initiation of micro-cracks in fatigue. In addition, tests have shown that desensitization to intercrystalline corrosion is all the more effective the more the metal is hardened in the T4 state. This work hardening can result from finishing operations such as stripping or leveling by rollers or by traction in the case of sheets, and traction or stretching in the case of profiles. It can also result from operations of shaping the parts by rolling, stretching-forming, stamping, flow forming or folding. This work hardening, of at least 1%, and preferably of at least 2% of permanent elongation, can be relatively significant, for example up to 10%, even 15% of permanent elongation; indeed, it is found, surprisingly, that a significant work hardening, although it accelerates the kinetics of tempering, does not reduce the elastic limit in the state T78 compared to the same product not hardened.
This possibility of using a significant work hardening improving the resistance to intercrystalline corrosion is particularly useful in the case, quite frequent in the manufacture of the fuselage of an aircraft, where thin sheets and profiles have to be assembled. The Applicant has found, in fact, that desensitization to intercrystalline corrosion is more difficult to achieve on the profiles than on the sheets, no doubt because of the difference in metallurgical structure between them. If the sheets and profiles are shaped separately, then welded before tempering, this may lead to a difference in corrosion resistance between the parts coming from profiles and those coming from sheets. To remedy this drawback, rather than choosing a very high income to desensitize the profiles, which would lead to a significant loss of mechanical strength, it is preferable to keep the income T78 suitable for the desensitization of the sheets, and to submit the profiles to additional hardening to bring their resistance to intercrystalline corrosion to the same level as that of thin sheets.

ExemplesExamples Exemple 1Example 1

On a coulé une plaque de composition (% en poids) correspondant à l'exemple 3 du brevet EP 0787217, à savoir : Si : 0,92 Mg : 0,86 Cu : 0,87 Mn : 0,55 Fe : 0,19 Zn : 0,15 Zr : 0,10 soit Mg/Si = 0,93 et Si + 2Mg = 2,64 La plaque a été réchauffée à 530°C, scalpée, laminée à chaud puis à froid jusqu'à l'épaisseur de 3,2 mm. Des échantillons de la tôle obtenue ont été mis en solution à 550°C, trempés à l'eau, parachevés et soumis à un revenu. Pour les uns, le revenu a été de 8 h à 175°C pour obtenir l'état T6, c'est-à-dire l'état correspondant à la résistance mécanique maximale ; pour les autres, il a été de 6 h à 175°C puis 2 h à 220°C, soit un temps équivalent à 175°C de 95 h, pour obtenir l'état T78, comme indiqué dans l'exemple 3 du brevet EP 0787217.
On a mesuré les caractéristiques mécaniques dans le sens TL, à savoir la résistance à la rupture Rm (en MPa), la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2% d'allongement R0,2 (en MPa), et l'allongement à la rupture A (en %), ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline (CI) selon la norme militaire américaine MIL-H-6088. On définit une désensibilisation complète par l'absence de ramifications de corrosion de plus de 5 µm de long. Les résultats sont donnés au tableau 1 : Etat R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI T6 364 408 7 Oui T78 304 343 8 Non A composition plate (% by weight) corresponding to Example 3 of patent EP 0787217 was poured, namely: Si: 0.92 Mg: 0.86 Cu: 0.87 Mn: 0.55 Fe: 0, 19 Zn: 0.15 Zr: 0.10 or Mg / Si = 0.93 and Si + 2Mg = 2.64 The plate was reheated to 530 ° C, scalped, hot rolled then cold until thickness of 3.2 mm. Samples of the sheet obtained were dissolved in 550 ° C, quenched with water, finished and subjected to tempering. For some, the income was 8 h at 175 ° C to obtain the state T6, that is to say the state corresponding to the maximum mechanical strength; for the others, it was 6 h at 175 ° C then 2 h at 220 ° C, a time equivalent to 175 ° C of 95 h, to obtain the state T78, as indicated in Example 3 of the patent EP 0787217.
The mechanical characteristics were measured in the TL direction, namely the breaking strength Rm (in MPa), the conventional elastic limit at 0.2% elongation R 0.2 (in MPa), and the elongation at break A (in%), as well as the sensitivity to intercrystalline corrosion (CI) according to the American military standard MIL-H-6088. A complete desensitization is defined by the absence of corrosion ramifications of more than 5 µm in length. The results are given in Table 1: State R 0.2 (TL) R m (TL) A (TL) CI sensitivity T6 364 408 7 Yes T78 304 343 8 No

Pour l'état T78, on a mesuré également la ténacité par la méthode de la courbe R, selon la norme ASTM E 561. L'essai, effectué sur une éprouvette de type CCT de largeur W = 760 mm et de longueur de fissure centrale 2a0 = 253 mm, permet de déduire la courbe qui relie la résistance à la déchirure KR à l'accroissement de la fissure Δa. Pour le sens T-L, on a reporté au tableau 2 la valeur de KR pour des accroissements de fissure Δa = 20 mm et Δa = 40 mm.
La courbe R permet aussi, par exemple par la méthode de L. Schwarmann mentionnée plus haut, de déterminer par le calcul les ténacités en contrainte plane Kc0 (ténacité apparente) et Kc (ténacité effective), en MPa√m, qui correspondent aux facteurs d'intensité de contrainte critiques pour une éprouvette CCT, qui aurait pour largeur W = 400 mm et pour longueur de fissure initiale 2 a0 = 133 mm. Les résultats dans les sens T-L et L-T sont également donnés au tableau 2 : Etat KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L) Kc0 (L-T) Kc (L-T) T78 89,5 107,5 75,2 105,9 88,8 137,8 For state T78, the toughness was also measured by the method of the curve R, according to standard ASTM E 561. The test, carried out on a CCT type test piece of width W = 760 mm and of central crack length 2a 0 = 253 mm, makes it possible to deduce the curve which connects the resistance to tearing K R to the increase in crack Δa. For direction TL, one reported in table 2 the value of K R for increases in crack Δa = 20 mm and Δa = 40 mm.
The curve R also makes it possible, for example by the method of L. Schwarmann mentioned above, to determine by calculation the toughness in plane stress K c0 (apparent toughness) and K c (effective toughness), in MPa√m, which correspond to the critical stress intensity factors for a CCT test piece, which would have for width W = 400 mm and for initial crack length 2 a 0 = 133 mm. The results in the TL and LT directions are also given in Table 2: State K R (TL) Δa = 20mm K R (TL) Δa = 40mm K c0 (TL) K c (TL) K c0 (LT) K c (LT) T78 89.5 107.5 75.2 105.9 88.8 137.8

On a mesuré également à l'état T78 la vitesse de propagation de fissure de fatigue da/dn dans le sens T-L (en mm/cycle) pour R = 0,1 (rapport entre contrainte minimale et maximale) et pour différentes valeurs de ΔK (en MPa√m) selon la norme ASTM E 647. Les résultats, obtenus sur éprouvettes de type CCT de largeur W = 160 mm, sont indiqués au tableau 3 : Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m T78 10-3 3 10-3 6,3 10-3 The speed of propagation of fatigue crack da / dn in the direction TL was also measured in state T78 (in mm / cycle) for R = 0.1 (ratio between minimum and maximum stress) and for different values of ΔK (in MPa√m) according to standard ASTM E 647. The results, obtained on CCT type test pieces of width W = 160 mm, are shown in Table 3: State ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m T78 10 -3 3 10 -3 6.3 10 -3

Exemple 2Example 2

On a coulé une plaque de composition incluse dans la composition préférentielle de la présente invention : Si = 0,93 Mg = 0,75 Cu = 0,60 Mn = 0,63 Fe = 0,10 Zn = 0,16 ce qui correspond à Mg/Si = 0,81 et Si + 2Mg = 2,43
La plaque a été transformée dans les mêmes conditions que dans l'exemple 1, sauf en ce qui concerne le revenu à l'état T78. Une partie des échantillons a subi un revenu de 6 h à 175°C puis 5 h à 210°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 105 h, conforme à l'enseignement préférentiel du brevet EP 0787217. Une autre partie a subi un revenu de 6 h à 175 °C puis 13 h à 190°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 55 h, conforme à la présente invention. On a procédé pour les états T6 et T78 105 h et 55 h aux mêmes mesures que dans l'exemple 1. Les résultats sont rassemblés aux tableaux 4,5 et 6. Etat R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI T6 360 397 7,5 Oui T78 (105 h) 305 337 10,5 Non T78 (55 h) 339 367 9,2 Non A composition plate was poured included in the preferred composition of the present invention: Si = 0.93 Mg = 0.75 Cu = 0.60 Mn = 0.63 Fe = 0.10 Zn = 0.16 which corresponds at Mg / Si = 0.81 and Si + 2Mg = 2.43
The plate was transformed under the same conditions as in Example 1, except as regards the income in state T78. Part of the samples underwent a 6-hour tempering at 175 ° C then 5 h at 210 ° C, a total equivalent time at 175 ° C of 105 h, in accordance with the preferred teaching of patent EP 0787217. Another part underwent an income of 6 h at 175 ° C then 13 h at 190 ° C, a total equivalent time at 175 ° C of 55 h, in accordance with the present invention. The same measurements were carried out for states T6 and T78 105 h and 55 h as in Example 1. The results are collated in Tables 4,5 and 6. State R 0.2 (TL) R m (TL) A (TL) CI sensitivity T6 360 397 7.5 Yes T78 (105 h) 305 337 10.5 No T78 (55 h) 339 367 9.2 No

On constate que le revenu à 55 h de temps équivalent améliore nettement la résistance mécanique par rapport à celui à 105 h de temps équivalent, tout en présentant la même désensibilisation à la corrosion intercristalline. Etat KR (T-L) Δa=20mm KR (T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L) Kc0 (L-T) Kc (L-T) T6 101,1 126,2 87,9 121,7 104,4 155,1 T78 105h 94,4 119,6 83,1 117,5 91,6 137,9 T78 55h 96,5 125 86,9 125,7 It is found that the income at 55 h of equivalent time significantly improves the mechanical resistance compared to that at 105 h of equivalent time, while exhibiting the same desensitization to intercrystalline corrosion. State K R (TL) Δa = 20mm K R (TL) Δa = 40mm K c0 (TL) K c (TL) K c0 (LT) K c (LT) T6 101.1 126.2 87.9 121.7 104.4 155.1 T78 105h 94.4 119.6 83.1 117.5 91.6 137.9 T78 55h 96.5 125 86.9 125.7

On constate d'une part qu'à revenu identique, la variation de composition entre l'exemple 1 et l'exemple 2 conduit à une amélioration de la ténacité, quelque soit le paramètre de mesure utilisé, et que d'autre part, à composition identique, le revenu à 55 h de temps équivalent améliore également la ténacité. Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m T6 1,2 10-3 3 10-3 5 10-3 T78 (105 h) 10-3 2 10-3 4 10-3 T78 (55 h) 1,2 10-3 3 10-3 5 10-3 It is noted on the one hand that at identical income, the variation in composition between Example 1 and Example 2 leads to an improvement in toughness, whatever the measurement parameter used, and that on the other hand, identical composition, income at 55 h equivalent time also improves tenacity. State ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m T6 1.2 10 -3 3 10 -3 5 10 -3 T78 (105 h) 10 -3 2 10 -3 4 10 -3 T78 (55 h) 1.2 10 -3 3 10 -3 5 10 -3

On constate qu'avec le revenu et la composition préférentielle selon l'invention, il n'y a pas de dégradation de da/dn entre l'état T6 et l'état T78. It can be seen that with the income and the preferred composition according to the invention, it there is no degradation of da / dn between state T6 and state T78.

Sur les mêmes tôles à l'état T6 et T78, on a prélevé des ébauches d'éprouvettes de fatigue qui ont été exposées pendant un an en atmosphère marine sur la côte méditerranéenne. Après usinage, les éprouvettes, présentant un facteur de concentration de contrainte proche de 1, ont été testées en fatigue-endurance, pour déterminer le nombre de cycles à rupture, à différents niveaux de contrainte et à la fréquence de 30Hz, pour un rapport de charge R = 0,1. Les résultats sont représentés à la figure 1 sous la forme de courbes de Wöhler, à la fois sur le matériau non corrodé (en traits pleins) et sur les éprouvettes corrodées (points individuels).
Ces résultats montrent l'avantage du traitement T78 par rapport au traitement T6 en terme d'abattement de la tenue en fatigue après exposition à la corrosion.On the same sheets in state T6 and T78, blanks of fatigue test pieces were taken which were exposed for one year in a marine atmosphere on the Mediterranean coast. After machining, the test pieces, having a stress concentration factor close to 1, were tested in fatigue-endurance, to determine the number of cycles at break, at different stress levels and at the frequency of 30 Hz, for a ratio of load R = 0.1. The results are represented in FIG. 1 in the form of Wöhler curves, both on the uncorroded material (in solid lines) and on the corroded test pieces (individual points).
These results show the advantage of the T78 treatment compared to the T6 treatment in terms of reduction in fatigue resistance after exposure to corrosion.

Exemple 3Example 3

On a coulé 3 plaques en alliages A, B et C, dont les compositions (en poids %), incluses dans le domaine de composition préférentiel de l'invention, et les épaisseurs finales de laminage e, sont indiquées au tableau 7 : alliage e (mm) Si Mg Cu Mn Fe Zn Si+2Mg A 1,4-3,2 0,93 0,75 0,60 0,63 0,10 0,16 2,43 B 4-8 0,91 0,76 0,64 0,59 0,13 0,17 2,43 C 4,5-6 0,94 0,80 0,64 0,56 0,10 0,13 2,54 3 plates were cast in alloys A, B and C, the compositions of which (in% by weight), included in the preferred composition range of the invention, and the final laminating thicknesses e, are indicated in Table 7: alloy e (mm) Yes Mg Cu Mn Fe Zn If + 2Mg AT 1.4-3.2 0.93 0.75 0.60 0.63 0.10 0.16 2.43 B 4-8 0.91 0.76 0.64 0.59 0.13 0.17 2.43 VS 4.5-6 0.94 0.80 0.64 0.56 0.10 0.13 2.54

Les plaques ont été transformées de manière identique à celles des exemples précédents jusqu'au revenu, à ceci près que, pour les épaisseurs supérieures ou égales à 4,5 mm, indiquées au tableau 7, il n'y a pas eu de laminage à froid. On a effectué pour tous les échantillons le même revenu 6 h à 175°C + 13 h à 190°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 55 h. On a effectué les mêmes mesures que dans les exemples précédents : caractéristiques mécaniques statiques sens TL R0,2 (en MPa), Rm (en MPa) et A (en %), sensibilité à la corrosion intercristalline, ténacité sens T-L (en MPa√m), et vitesse de propagation de fissures (sens T-L). Les résultats sont indiqués aux tableaux 8, 9 et 10. Alliage-ép. R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI A 1,4 mm 337 363 8,3 Non A 3,2 mm 339 367 9,2 Non B 4 mm 340 369 9,1 Non B 8 mm 345 371 8,9 Non C 4,5 mm 337 367 9,4 Non C 6 mm 351 379 9,4 Non Alliage-ép. KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L) A 1,4 mm 90 122,5 85,5 129,7 A 3,2 mm 95,5 125 86,9 125,7 B 8 mm 110 134 93,8 126,1 C 4,5 mm 98,5 121,5 84,9 114,7 Alliage-ép. ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m A 1,4 mm 1,3 10-3 2,5 10-3 5,2 10-3 A 3,2 mm 1,1 10-3 3 10-3 4,8 10-3 B 8 mm 8 10-4 2,3 10-3 4,1 10-3 C 4,5 mm 1,1 10-3 2,8 10-3 4,3 10-3 The plates were transformed in an identical manner to those of the previous examples until tempering, except that, for the thicknesses greater than or equal to 4.5 mm, indicated in Table 7, there was no rolling to cold. The same tempering was carried out for all the samples 6 h at 175 ° C + 1 h at 190 ° C, ie a total equivalent time at 175 ° C of 55 h. The same measurements were made as in the previous examples: static mechanical characteristics in the direction of TL R 0.2 (in MPa), Rm (in MPa) and A (in%), sensitivity to intercrystalline corrosion, toughness in the TL direction (in MPa √m), and speed of propagation of cracks (direction TL). The results are shown in Tables 8, 9 and 10. Alloy-thick. R 0.2 (TL) R m (TL) A (TL) CI sensitivity 1.4 mm 337 363 8.3 No At 3.2 mm 339 367 9.2 No B 4 mm 340 369 9.1 No B 8 mm 345 371 8.9 No C 4.5 mm 337 367 9.4 No C 6 mm 351 379 9.4 No Alloy-thick. K R (TL) Δa = 20mm K R (TL) Δa = 40mm K c0 (TL) K c (TL) 1.4 mm 90 122.5 85.5 129.7 At 3.2 mm 95.5 125 86.9 125.7 B 8 mm 110 134 93.8 126.1 C 4.5 mm 98.5 121.5 84.9 114.7 Alloy-thick. ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m 1.4 mm 1.3 10 -3 2.5 10 -3 5.2 10 -3 At 3.2 mm 1.1 10 -3 3 10 -3 4.8 10 -3 B 8 mm 8 10 -4 2.3 10 -3 4.1 10 -3 C 4.5 mm 1.1 10 -3 2.8 10 -3 4.3 10 -3

On constate que, pour toutes les épaisseurs, et qu'il y ait eu ou non un laminage à froid, les valeurs mesurées pour les caractéristiques mécaniques statiques et les ténacités sont supérieures aux valeurs minimales indiquées plus haut pour l'état T78, et les vitesses de propagation de fissures da/dn sont inférieures aux valeurs maximales indiquées plus haut pour ce même état. It can be seen that, for all the thicknesses, and whether or not there has been a rolling to cold, the measured values for static mechanical characteristics and toughness is greater than the minimum values indicated above for state T78, and the crack propagation rates da / dn are lower than the values maximum indicated above for this same state.

Exemple 4Example 4

On a coulé un alliage de composition (% en poids) : Si = 1,01 Mg = 0,71 Cu = 0,67 Mn = 0,55 Fe = 0,14 Zn = 0,15 reste aluminium.
Une première plaque de cet alliage a été soumise à la gamme de fabrication A comportant les étapes suivantes : homogénéisation de 4 h à 540°C + 24 h à 565°C, scalpage, réchauffage à 530°C, laminage à chaud d'une bande jusqu'à 4,5 mm, débitage de la bande en tôles, mise en solution au four à air de 40 mn à 550°C, trempe à eau, parachèvement, revenu T6 de 8 h à 175°C.
Une seconde plaque a subi une gamme de fabrication B comportant les mêmes étapes à l'exception de l'homogénéisation préalable. On a mesuré à l'état T4 (avant revenu) la taille de grain (épaisseur e et longueur l), en surface et à mi-épaisseur de la tôle, par microscopie optique sur coupe polie, ainsi que la distribution des dispersoïdes Al-Mn-Si en microscopie électronique en transmission. Cette distribution est évaluée par le paramètre ECD (Equivalent Circle Diameter) = √4A/π dans lequel A est l'aire des phases observées sur la coupe micrographique. Pour caractériser la formabilité, on utilise le paramètre LDH (Limit Dome Height). Ce paramètre est défini dans la demande de brevet EP 1045043 au nom de la demanderesse. Les résultats sont indiqués au tableau 11 : Gamme e grain surface (µm) 1 grain surface (µm) e grain mi-ép. (µm) 1 grain mi-ép. (µm) ECD (nm) LDH (mm) A 27 143 23 140 271 92 B 40 316 30 320 108 73 An alloy of composition (% by weight) was poured: Si = 1.01 Mg = 0.71 Cu = 0.67 Mn = 0.55 Fe = 0.14 Zn = 0.15 remains aluminum.
A first plate of this alloy was subjected to the production range A comprising the following stages: homogenization for 4 h at 540 ° C + 24 h at 565 ° C, scalping, reheating at 530 ° C, hot rolling of a strip up to 4.5 mm, cutting the strip into sheets, dissolving in an air oven for 40 min at 550 ° C, water quenching, finishing, T6 tempering from 8 h at 175 ° C.
A second plate has undergone a manufacturing range B comprising the same steps except for the prior homogenization. The size of the grain (thickness e and length l), at the surface and at mid-thickness of the sheet, was measured in the state T4 (before tempering), by optical microscopy on a polished section, as well as the distribution of the Al- Mn-Si in transmission electron microscopy. This distribution is evaluated by the parameter ECD (Equivalent Circle Diameter) = √4A / π in which A is the area of the phases observed on the micrographic section. To characterize the formability, the LDH (Limit Dome Height) parameter is used. This parameter is defined in patent application EP 1045043 in the name of the applicant. The results are shown in Table 11: Range e grain surface (µm) 1 grain surface (µm) e grain mid-th. (µm) 1 grain mid-th. (µm) ECD (nm) LDH (mm) AT 27 143 23 140 271 92 B 40 316 30 320 108 73

On constate qu'à l'état T4, c'est-à-dire l'état dans lequel les tôles sont livrées le plus souvent au constructeur aéronautique qui effectue la mise en forme, puis le revenu, la gamme A avec homogénéisation conduit à une taille de grain plus faible, et donc une rugosité plus faible après usinage chimique, et une meilleure formabilité. It can be seen that in state T4, that is to say the state in which the sheets are delivered the most often to the aircraft manufacturer who performs the shaping, then the income, the range A with homogenization leads to a smaller grain size, and therefore a lower roughness after chemical machining, and better formability.

On a comparé également les caractéristiques mécaniques statiques R0,2 (en MPa), Rm (en MPa) et A (en %) sens L et TL à l'état T6 pour les deux gammes. Les résultats sont indiqués au tableau 12 : Gamme R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) R0,2 (L) Rm (L) A (L) A 361 390 11,3 374 386 12,0 B 359 389 10,5 367 386 12,7 We also compared the static mechanical characteristics R 0.2 (in MPa), R m (in MPa) and A (in%) direction L and TL in the T6 state for the two ranges. The results are shown in Table 12: Range R 0.2 (TL) R m (TL) A (TL) R 0.2 (L) R m (L) A (L) AT 361 390 11.3 374 386 12.0 B 359 389 10.5 367 386 12.7

On peut conclure que l'homogénéisation n'a pas d'effet significatif sur les caractéristiques mécaniques à l'état T6.We can conclude that homogenization has no significant effect on the mechanical characteristics in the T6 state.

Exemple 5Example 5

On a coulé une plaque en alliage de composition (% en poids) : Si = 0,82 Mg = 0,68 Cu = 0,55 Mn = 0,57 Fe = 0,13 Zn = 0,14 reste aluminium.
Cette plaque a été soumise à la gamme de fabrication suivante : homogénéisation de 4 h à 540°C + 24 h à 565°C, scalpage, réchauffage à 530°C, laminage à chaud d'une bande jusqu'à 5 mm, débitage de la bande en tôles, mise en solution au four à air de 40 mn à 550°C, trempe à eau, parachèvement, revenu T78 de 6 h à 175°C + 13 h à 190°C (soit 55 h de temps équivalent à 175°C).
On a mesuré les caractéristiques mécaniques statiques R0,2, Rm (en MPa) et A (en %) sens TL à cet état T78, ainsi que la ténacité sens T-L (en MPa√m), la vitesse de propagation de fissures sens T-L, et la sensibilité à la corrosion intercristalline de la même manière qu'aux exemples 1, 2 et 3. Les résultats sont indiqués aux tableaux 13, 14 et 15 : Gamme R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI Homog.+T78 337 359 11 Non Etat KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0(T-L) Kc(T-L) Homog + T78 115 142 98,8 136 Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m Homog.+T78 1,1 10-3 2,1 10-3 4,0 10-3 An alloy plate of composition (% by weight) was poured: Si = 0.82 Mg = 0.68 Cu = 0.55 Mn = 0.57 Fe = 0.13 Zn = 0.14 remains aluminum.
This plate was subjected to the following production range: homogenization for 4 h at 540 ° C + 24 h at 565 ° C, scalping, reheating to 530 ° C, hot rolling of a strip up to 5 mm, debitage sheet metal strip, dissolved in an air oven for 40 min at 550 ° C, water quenching, finishing, T78 tempering from 6 h at 175 ° C + 13 h at 190 ° C (i.e. 55 h of equivalent time at 175 ° C).
We measured the static mechanical characteristics R 0.2 , R m (in MPa) and A (in%) direction TL in this state T78, as well as the toughness direction TL (in MPa√m), the speed of crack propagation TL direction, and the sensitivity to intercrystalline corrosion in the same way as in Examples 1, 2 and 3. The results are shown in Tables 13, 14 and 15: Range R 0.2 (TL) R m (TL) A (TL) CI sensitivity Homog. + T78 337 359 11 No State K R (TL) Δa = 20mm K R (TL) Δa = 40mm K c0 (TL) K c (TL) Homog + T78 115 142 98.8 136 State ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m Homog. + T78 1.1 10 -3 2.1 10 -3 4.0 10 -3

Si on compare ces résultats à ceux du tableau 4 de l'exemple 2, on remarque que, à l'état T78 également, l'homogénéisation n'a pas d'effet significatif sur les caractéristiques mécaniques, la vitesse de propagation de fissures ni sur la sensibilité à la corrosion intercristalline, mais semble augmenter la ténacité mesurée par la courbe R.If we compare these results with those of Table 4 of Example 2, we notice that, at also the T78 state, homogenization has no significant effect on the mechanical properties, speed of crack propagation and sensitivity to intercrystalline corrosion, but seems to increase the toughness measured by the curve R.

Exemple 6Example 6

On a prélevé des échantillons sur les tôles de l'exemple 3 et de l'exemple 5 à différentes épaisseurs et avec différents types de parachèvement, comportant l'une au moins des opérations de défripage (D), planage par rouleaux (P) ou planage par traction (T). On a mesuré dans chaque cas la limite d'élasticité R0,2 dans le sens TL (en MPa) à l'état T4 et à l'état T78, ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline à l'état T78. Cette corrosion a été qualifiée de « légère » lorsqu'elle fait apparaítre des piqûres avec de courtes ramifications intergranulaires. Les résultats sont indiqués au tableau 16 : Ex.-alliage e (mm) Parach. R0,2 (TL) T4 R0,2 T78 Sens. CI 3 A 1,4 D+P+T 218 337 Non 3 A 3,2 D+P+T 215 339 Non 3 B 4 D+P+T 218 340 Non 3 B 8 T 181 345 Légère 3 C 4,5 D+P+T 203 337 Non 3 C 6 T 198 351 Légère 5 2,2 D+P+T 179 340 Oui 5 2,2 D+P+T 211 336 Légère 5 2,5 D+P+T 224 332 Non 5 2,5 D+P+T 200 330 Légère 5 3,2 D+P+T 245 326 Non 5 5 P+T 218 337 Non Samples were taken from the sheets of Example 3 and of Example 5 at different thicknesses and with different types of finishing, comprising at least one of the stripping operations (D), leveling by rollers (P) or traction leveling (T). The elastic limit R 0.2 in the TL direction (in MPa) in the T4 state and in the T78 state was measured in each case, as well as the sensitivity to intercrystalline corrosion in the T78 state. This corrosion has been described as "light" when it shows pitting with short intergranular ramifications. The results are shown in Table 16: E.g. alloy e (mm) Parach. R 0.2 (TL) T4 R 0.2 T78 Meaning. THIS 3 A 1.4 D + P + T 218 337 No 3 A 3.2 D + P + T 215 339 No 3 B 4 D + P + T 218 340 No 3 B 8 T 181 345 Light 3 C 4.5 D + P + T 203 337 No 3 C 6 T 198 351 Light 5 2.2 D + P + T 179 340 Yes 5 2.2 D + P + T 211 336 Light 5 2.5 D + P + T 224 332 No 5 2.5 D + P + T 200 330 Light 5 3.2 D + P + T 245 326 No 5 5 P + T 218 337 No

Les résultats reportés à la figure 2 montrent, pour une composition donnée, une corrélation nette entre la résistance à la corrosion intercristalline à l'état T78 et la limite d'élasticité à l'état T4.The results reported in FIG. 2 show, for a given composition, a clear correlation between the resistance to intercrystalline corrosion in the T78 state and the elastic limit in state T4.

Exemple 7Example 7

A partir de la tôle correspondant à la 7ème ligne du tableau 14 (composition de l'exemple 5, épaisseur 2,2 mm), on a réalisé en laboratoire différents parachèvements à l'état T4 consistant en une traction contrôlée à 3,2% d'allongement permanent, et un laminage à froid à différents niveaux d'allongement permanent entre 2,6 et 8,7%. Les échantillons ainsi obtenus ont été soumis d'une part à un revenu A de 6 h à 175°C + 13h à 190°C, correspondant à un état T78 avec temps équivalent à 175°C de 55 h, et d'autre part à un revenu B de 6 h à 175°C + 6 h à 190°C, état légèrement sur-revenu avec un temps équivalent à 175°C de 31 h, permettant d'exacerber la sensibilité à la corrosion intercristalline. On a mesuré la limite d'élasticité (en MPa) et l'allongement (en %) sens TL à l'état T4 et la limite d'élasticité sens TL à l'état T78 après revenu A (tableau 17), ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline pour les revenus A et B, en indiquant la profondeur de l'attaque (en µm) et l'étendue de l'attaque en % de la surface affectée (tableau 18). Parachèvement R0,2 (T4-TL) R0,2 (T78-TL) A (T4-TL) Sans 191 337 24,6 Traction 3,2% 234 330 21,7 Laminage 2,6% 235 333 21,4 Laminage 3,5% 236 332 21,1 Laminage 5,3% 261 336 18,7 Laminage 8,7% 285 340 16,4 Parachèvement Revenu A Sensibilité CI Profondeur Etendue Revenu B Sensibilité CI Profondeur Etendue Sans Oui 190 µm-10% Oui 150 µm-20% Traction 3,2% Légère 10 µm Oui 140 µm-1% Laminage 2,6% Légère 10 µm Oui 190 µm-5% Laminage 3,5% Non - Oui 125 µm-10% Laminage 5,3% Non - Oui 25 µm-1% Laminage 8,7% Non - Non - From the sheet corresponding to the 7th row of the table 14 (composition of Example 5, 2.2 mm thickness) was carried out in laboratory different finishings to the state T4 consisting of a controlled tensile 3.2 % permanent stretch, and cold rolling at different levels of permanent stretch between 2.6 and 8.7%. The samples thus obtained were subjected on the one hand to an income A of 6 h at 175 ° C + 13 h at 190 ° C, corresponding to a state T78 with time equivalent to 175 ° C of 55 h, and on the other hand at an income B of 6 h at 175 ° C + 6 h at 190 ° C, slightly over-returned state with a time equivalent to 175 ° C of 31 h, making it possible to exacerbate the sensitivity to intercrystalline corrosion. We measured the elastic limit (in MPa) and the elongation (in%) direction TL in state T4 and the elastic limit direction TL in state T78 after tempering A (table 17), as well as sensitivity to intercrystalline corrosion for incomes A and B, indicating the depth of the attack (in µm) and the extent of the attack in% of the affected area (Table 18). Completion R 0.2 (T4-TL) R 0.2 (T78-TL) A (T4-TL) Without 191 337 24.6 Traction 3.2% 234 330 21.7 Lamination 2.6% 235 333 21.4 Lamination 3.5% 236 332 21.1 Lamination 5.3% 261 336 18.7 Lamination 8.7% 285 340 16.4 Completion Income A CI Sensitivity Extended Depth Income B Sensitivity CI Extended Depth Without Yes 190 µm-10% Yes 150 µm-20% Traction 3.2% Light 10 µm Yes 140 µm-1% Lamination 2.6% Light 10 µm Yes 190 µm-5% Lamination 3.5% No - Yes 125 µm-10% Lamination 5.3% No - Yes 25 µm-1% Lamination 8.7% No - No -

On constate à nouveau la corrélation entre la limite d'élasticité à l'état T4 et la désensibilisation à la corrosion intercristalline à l'état T78. On constate par ailleurs qu'un taux d'écrouissage élevé n'entraíne pas de dégradation de la limite d'élasticité après revenu, comme on aurait pu s'y attendre, puisqu'on accélère la cinétique de revenu.One again notes the correlation between the elastic limit in state T4 and the desensitization to intercrystalline corrosion in the T78 state. We also note that a high rate of work hardening does not involve degradation of the elastic limit after income, as might be expected, since we accelerate the kinetics of returned.

Claims (20)

Procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion à partir de produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium comportant : la coulée d'une ébauche de composition (% en poids) :
Si : 0,7 - 1,3 Mg : 0,6 - 1,1 Cu : 0,5 -1,1 Mn : 0,3 - 0,8 Zn < 1 Fe < 0,30 Zr < 0,20 Cr < 0,25 autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 au total, reste aluminium, la transformation à chaud, et éventuellement à froid, de cette ébauche pour obtenir un produit, la mise en solution du produit entre 540 et 570°C, la trempe du produit, la réalisation de l'élément de structure par mise en forme du produit, et éventuellement soudage, le revenu de l'élément de structure, en un ou plusieurs paliers, pour lequel le temps équivalent total à 175°C exprimé en heures est compris entre (-160 + 57γ) et (-184 + 69γ), γ étant la somme des teneurs en % en poids Si + 2Mg + 2Cu. Process for manufacturing an aircraft structural element from rolled, extruded or forged aluminum alloy products comprising: pouring a composition blank (% by weight):
Si: 0.7 - 1.3 Mg: 0.6 - 1.1 Cu: 0.5 -1.1 Mn: 0.3 - 0.8 Zn <1 Fe <0.30 Zr <0.20 Cr <0.25 other elements <0.05 each and <0.15 in total, aluminum remains, the hot transformation, and possibly cold, of this blank to obtain a product, dissolving the product between 540 and 570 ° C, the hardening of the product, the production of the structural element by shaping the product, and possibly welding, the income of the structural element, in one or more stages, for which the total equivalent time at 175 ° C expressed in hours is between (-160 + 57γ) and (-184 + 69γ), γ being the sum of contents in% by weight Si + 2Mg + 2Cu. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'ébauche est homogénéisée à une température comprise entre 540 et 570°C.Method according to claim 1, characterized in that the blank is homogenized at a temperature between 540 and 570 ° C. Procédé selon l'une des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce que le produit trempé est soumis, avant revenu, à un écrouissage à froid conduisant à un allongement permanent compris entre 1 et 15%.Method according to one of claims 1 or 2, characterized in that the quenched product is subjected, before tempering, to cold hardening leading to a permanent elongation of between 1 and 15%. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que l'écrouissage à froid conduit à un allongement permanent compris entre 2 et 10%.Method according to claim 3, characterized in that the cold work hardening leads to a permanent elongation of between 2 and 10%. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le revenu a un temps équivalent total à 175°C (en h) compris entre (-150 + 57γ) et (-184 + 69γ). Method according to one of claims 1 to 4, characterized in that the tempering has a total equivalent time at 175 ° C (in h) between (-150 + 57γ) and (-184 + 69γ). Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la composition des produits est la suivante (% en poids) :
Si : 0,7 - 1,1 Mg : 0,6 - 0,9 Cu : 0,5 - 0,7 Mn : 0,3 - 0,8 Zr < 0,2 Fe < 0,2 Zn < 0,5 Cr < 0,25 Mg/Si < 1, Si + 2Mg :
2,0 - 2,6 autres éléments < 0,05 chacun et 0,15 au total, reste aluminium.Method according to one of claims 1 to 5, characterized in that the composition of the products is as follows (% by weight):
If: 0.7 - 1.1 Mg: 0.6 - 0.9 Cu: 0.5 - 0.7 Mn: 0.3 - 0.8 Zr <0.2 Fe <0.2 Zn <0, 5 Cr <0.25 Mg / Si <1, Si + 2Mg:
2.0 - 2.6 other elements <0.05 each and 0.15 in total, aluminum remains. Procédé selon la revendication 6, caractérisé en ce que Si + 2Mg est compris entre 2,3 et 2,6.Method according to claim 6, characterized in that Si + 2Mg is between 2.3 and 2.6. Procédé selon l'une des revendications 6 ou 7, caractérisé en ce que le temps équivalent total de revenu à 175°C est compris entre 40 et 65 h.Method according to one of claims 6 or 7, characterized in that the total equivalent time of tempering at 175 ° C is between 40 and 65 h. Procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion selon l'une des revendications 3 à 8, caractérisé en ce qu'il comporte l'assemblage de tôles et de profilés et que les profilés subissent avant assemblage et revenu un écrouissage supplémentaire par rapport aux tôles de manière à porter leur résistance à la corrosion intercristalline sensiblement au même niveau.Method for manufacturing an aircraft structural element according to one of Claims 3 to 8, characterized in that it comprises the assembly of sheets and profiles and that the profiles undergo additional work hardening before assembly and tempering by relative to the sheets so as to bring their resistance to intercrystalline corrosion substantially to the same level. Elément de fuselage d'avion, caractérisé en ce qu'il est réalisé à partir d'un produit laminé, filé ou forgé en alliage de composition (% en poids) :
Si : 0,7 - 1,1 Mg : 0,6 - 0,9 Cu : 0,5 - 0,7 Mn : 0,3 - 0,8 Zr < 0,2 Fe < 0,2 Zn < 0,5 Cr < 0,25 Mg/Si < 1, Si + 2Mg : 2,0 - 2,6 autres éléments < 0,05 chacun et 0,15 au total, reste aluminium,
mis en solution, trempé, formé et revenu à l'état T78 avec un temps équivalent total à 175°C compris entre 40 et 65 h.Element of an aircraft fuselage, characterized in that it is produced from a rolled, extruded or forged product made of an alloy of composition (% by weight):
If: 0.7 - 1.1 Mg: 0.6 - 0.9 Cu: 0.5 - 0.7 Mn: 0.3 - 0.8 Zr <0.2 Fe <0.2 Zn <0, 5 Cr <0.25 Mg / Si <1, Si + 2Mg: 2.0 - 2.6 other elements <0.05 each and 0.15 in total, aluminum residue,
dissolved, quenched, formed and returned to the T78 state with a total equivalent time at 175 ° C between 40 and 65 h. Elément de fuselage selon la revendication 10, caractérisé en ce que Si + 2Mg est compris entre 2,3 et 2,6Fuselage element according to claim 10, characterized in that Si + 2Mg is between 2.3 and 2.6 Elément de fuselage selon l'une des revendications 10 ou 11, caractérisé en ce qu'il présente dans le sens TL, une limite d'élasticité R0,2 > 330 MPa, une résistance à la rupture Rm > 360 MPa et un allongement A > 8%. Fuselage element according to one of claims 10 or 11, characterized in that it has, in the TL direction, an elastic limit R 0.2 > 330 MPa, a breaking strength R m > 360 MPa and a elongation A> 8%. Elément de fuselage selon l'une des revendications 10 à 12, caractérisé en ce qu'il présente une ténacité en contrainte plane dans le sens T-L telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée : KR (Δa = 20 mm) > 90 MPa√m KR (Δa = 40 mm) > 115 MPa√m Kc0 > 80 MPa√m Kc > 110 MPa√m Fuselage element according to one of claims 10 to 12, characterized in that it has a tenacity under plane stress in the TL direction such that at least one of the following properties is verified: K R (Δa = 20 mm)> 90 MPa√m K R (Δa = 40 mm)> 115 MPa√m K c0 > 80 MPa√m K c > 110 MPa√m Elément de fuselage selon l'une des revendications 10 à 13, caractérisé en ce qu'il présente une ténacité en contrainte plane dans le sens L-T telle que :
Kc0 > 90 MPa√m   ou   Kc > 130MPa√m.Fuselage element according to one of claims 10 to 13, characterized in that it has a tenacity under plane stress in the direction LT such that:
K c0 > 90 MPa√m or K c > 130MPa√m. Elément de fuselage selon l'une des revendications 10 à 14, caractérisé en ce qu'il présente une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans le sens T-L pour R = 0,1, inférieure à : 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m Fuselage element according to one of claims 10 to 14, characterized in that it has a crack propagation speed da / dn, measured in the direction TL for R = 0.1, less than: 2 10 -3 mm / cycle for ΔK = 20 MPa√m 4 10 -3 mm / cycle for ΔK = 25 MPa√m 8 10 -3 mm / cycle for ΔK = 30 MPa√m Elément de fuselage réalisé à partir d'un produit laminé, filé ou forgé en alliage de composition (% en poids) :
Si : 0,7 - 1,1 Mg: 0,6 - 0,9 Cu : 0,5 - 0,7 Mn : 0,3 - 0,8 Zr < 0,2 Fe < 0,2 Zn < 0,5 Cr < 0,25 Mg/Si < 1, Si + 2Mg : 2,0 - 2,6 autres éléments < 0,05 chacun et 0,15 au total, reste aluminium, mis en solution, trempé, formé et revenu à l'état T6.Fuselage element produced from a rolled, extruded or forged product of alloy composition (% by weight):
If: 0.7 - 1.1 Mg: 0.6 - 0.9 Cu: 0.5 - 0.7 Mn: 0.3 - 0.8 Zr <0.2 Fe <0.2 Zn <0, 5 Cr <0.25 Mg / Si <1, Si + 2Mg: 2.0 - 2.6 other elements <0.05 each and 0.15 in total, remain aluminum, dissolved, quenched, formed and returned to state T6. Elément de fuselage selon la revendication 16, caractérisé en ce qu'il présente dans le sens TL, une limite d'élasticité R0,2 > 350 MPa, une résistance à la rupture Rm > 380 MPa et un allongement A > 6%.Fuselage element according to claim 16, characterized in that, in the TL direction, it has an elastic limit R 0.2 > 350 MPa, a breaking strength R m > 380 MPa and an elongation A> 6% . Elément de fuselage selon l'une des revendications 16 ou 17, caractérisé en ce qu'il présente une ténacité en contrainte plane dans le sens T-L telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée : KR (Δa = 20 mm) > 95 MPa√m KR (Δa = 40 mm) > 120 MPa√m Kc0 > 85 MPa√m Kc > 115 MPa√m Fuselage element according to one of Claims 16 or 17, characterized in that it has a tenacity under plane stress in the TL direction such that at least one of the following properties is verified: K R (Δa = 20 mm)> 95 MPa√m K R (Δa = 40 mm)> 120 MPa√m K c0 > 85 MPa√m K c > 115 MPa√m Elément de fuselage selon l'une des revendications 16 à 18, caractérisé en ce qu'il présente une ténacité en contrainte plane dans le sens L-T telle que :
Kc0 > 100 MPa√m   ou   Kc > 150 MPa√m.Fuselage element according to one of claims 16 to 18, characterized in that it has a tenacity under plane stress in the direction LT such that:
K c0 > 100 MPa√m or Kc> 150 MPa√m. Elément de fuselage selon l'une des revendications 16 à 19, caractérisé en ce qu'il présente une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans le sens T-L pour R = 0,1 inférieure à : 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m Fuselage element according to one of claims 16 to 19, characterized in that it has a crack propagation speed da / dn, measured in the direction TL for R = 0.1 less than: 2 10 -3 mm / cycle for ΔK = 20 MPa√m 4 10 -3 mm / cycle for ΔK = 25 MPa√m 8 10 -3 mm / cycle for ΔK = 30 MPa√m
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