Dissertations / Theses on the topic 'Génie des matériaux et génie métallurgique'

Plusieurs pays nordiques à climat froid comme le Canada sont souvent soumis à des tempêtes de verglas entrainant parfois d'énormes pertes économiques et sociales. Les accumulations de glace ou de neige collante sur les équipements des réseaux électriques peuvent représenter un réel problème pour les compagnies de transport et de distribution de l'énergie électrique opérant dans ces régions. De tels événements peuvent engendrer des coûts excessifs, notamment en raison de l'arrêt des activités économiques, de bris d'équipements, d'opérations de déglaçage {méthodes actives) et, ultimement, de la protection de la sécurité publique. Ce type de catastrophe aura toutefois sensibilisé les entreprises de transport d'énergie électrique et les chercheurs à la nécessité de développer des surfaces dites superhydrophobes ou glaciophobes pouvant considérablement réduire la force d'adhésion de la glace {méthodes passives). En fait, plusieurs travaux de recherche ont mené au développement d'une variété de nouvelles surfaces nanostructrées à l'aide de diverses stratégies. Ainsi, ces travaux ont contribué à la conception des surfaces superhydrophobes présentant des angles de contact supérieurs à 150° et une faible force d'adhérence de la glace. Une meilleure compréhension des différents mécanismes impliqués dans le processus d'adhésion de la glace sur différentes surfaces solides est primordiale, et ce, afin d'optimiser ces dernières pour en maximiser les propriétés glaciophobes. C'est dans ce contexte que s'inscrivent ces travaux de thèse effectués dans le cadre des activités de la Chaire de recherche du Canada sur l'ingénierie du givrage des réseaux électriques (INGIVRE). Ils auront pour but d'améliorer les connaissances sur le phénomène et s'intéresseront particulièrement à l'évaluation des différentes forces mises en jeu à l'interface glace/substrat lors d'un contact glace/surface solide, ainsi qu'à la rugosité ou à la porosité du matériau. L'étude a montré clairement que l'énergie électrostatique, celle de van der Waals et l'énergie résultant des liaisons hydrogène sont les principales énergies au niveau moléculaires responsables de l'adhésion de la glace sur une surface donnée. Concernant l'énergie électrostatique, basé sur le principe de charge image, cette énergie dépend du type de matériau en contact avec la glace, de la distance qui sépare la glace du matériau et du type de défaut présent à la surface de la glace. L'énergie de van der Waals, quant à elle, varie en fonction du type de matériau, de l'épaisseur de la couche quasi-liquide et de la température. Pour ce qui est de l'énergie associée à la liaison hydrogène, cette dernière dépend aussi du type de matériau, de la température, de la masse de la goutte, de l'angle de contact statique et de l'angle de glissement. L'ordre de grandeur de cette énergie est relativement supérieur à celle de van der Waals. Cette dernière demeure toujours présente lorsque la glace est en contact avec une surface solide. Par contre, les valeurs d'énergie électrostatique obtenues sont très élevées comparativement aux deux autres énergies. La partie expérimentale de cette étude nous a clairement indiqué que la force d'adhérence de la glace dépend de la rugosité du matériau en contact avec la glace. Plus la rugosité est importante dans le cas des métaux possédant une fine couche d'oxyde protectrice, plus la force d'adhérence est importante. Un polissage de la surface de ces métaux a permis de réduire considérablement la force d'adhérence de la glace. Par contre, dans le cas d'une surface d'aluminium anodisée recouverte de PTFE, plus la morphologie est rugueuse et effilée, plus la force d'adhérence de la glace est faible. Les résultats expérimentaux ont prouvé que les revêtements PTFE demeurent résistants aux cycles de glaçage/déglaçage. Même après 15 cycles de glaçage/déglaçage, les surfaces sont hydrophobes avec un angle de contact statique supérieur à 130°. - Several Nordic countries with cold climates like Canada are often subjected to ice storms causing major economic and social losses. Ice or sticky snow adhesion on power network equipment can be a significant issue in transmission and distribution of electrical energy for companies operating in these regions. The costs of such events can be substantial, particularly due to the cessation of economic activities, equipment failures, deicing techniques (active methods), and population safety. Because of such events, power companies have understood the need to develop so-called superhydrophobic and/or icephobic surfaces, which can significantly reduce ice adhesion (passive methods). Several studies have led to the development of a variety of new nanostructured surfaces using various strategies. These studies have led to the design of superhydrophobic surfaces with contact angles greater than 150 and low ice adhesion strength. In order to optimally reduce the ice adhesion strength on different substrates, better understanding of the various mechanisms involved in the icing process is essential. It is in this context and within the framework of Canada's research chair on atmospheric icing of power networks (INGIVRE) that this thesis was carried out, aiming to improve the knowledge of atmospheric icing, and explain the forces involved at the ice/substrate interface. Furthermore, the effect of contact angle, surface roughness and porosity on icing and ice/substrate interface was investigated. This study clearly showed that the electrostatic, van der Waals and hydrogen bond forces are the main contributors to ice adhesion to a surface at the molecular level. The electrostatic energy, based on the principle of image charge, depends on the type of material in contact with the ice, the distance between the ice and the material, and the types of ice surface defects. The van der Waals energy depends on the material type, the thickness of the liquid water layer, and the temperature. For its part, the energy associated with hydrogen bonds depends on the material type, temperature, droplet mass, as well as on the static and sliding contact angles. Among these three forces, the electrostatic energy is the largest. Whereas the hydrogen bond energy is larger than the van der Waals energy. However, the latter is always present as long as ice is in contact with a solid surface. The experimental study showed that ice adhesion strength depends on the surface roughness of the substrate. In the case of metals with a thin natural protective oxide layer, higher roughness leads to higher ice adhesion strength. In other words, polished metallic surfaces exhibit lower ice adhesion strengths. However, in the case of anodized aluminum surfaces coated with PTFE, the roughened needle-like structure resulted in lower ice adhesion. The experimental results showed that PTFE coatings remain resistant to icing/deicing cycles. Even after 15 icing/deicing cycles, surfaces remain hydrophobic with a static contact angle greater than 130°.

La demande grandissante pour le magnésium et ses alliages, ainsi que la grande production de rebuts des procédés de coulées, poussent les producteurs de magnésium à se tourner vers le recyclage pour subvenir à la demande du marché. Le magnésium est un métal aux propriétés très intéressantes : faible densité, bonne résistance à la traction, bonne coulabilité et bonne résistance à la corrosion. Cependant, ses propriétés sont grandement affectées par les inclusions présentes dans le métal. Or, le recyclage du magnésium apporte son lot d'inclusions de toutes sortes. Dans le but de fournir un produit de qualité, les producteurs ont à leur disposition une panoplie d'appareils mesurant la propreté du métal. Toutefois, certains de ces appareils sont très onéreux et nécessitent un technicien qualifié pour les opérer. Les facteurs temporels et économiques étant très importants, il est nécessaire de trouver de nouvelles techniques plus économiques tout en demeurant tout aussi fiables. La présente étude porte sur le magnésium pur : l'alliage AM50A et l'alliage AZ91D. L'étude inclue l'utilisation du « Brightimeter » pour quantifier la concentration des inclusions. L'identification des inclusions a été effectuée par un microscope optique et un analyseur d'images, ainsi que par un microscope à microsondes électroniques couplé à un système de spectroscopie à longueurs d'ondes et à énergie dispersive aussi bien qu'à une cartographie couleur. L'effet de la composition des alliages a été évalué par des essais de traction à la température ambiante. En complément aux essais de traction, la surface de rupture des éprouvettes de traction a également été analysée. Les principaux résultats montrent une baisse notable de l'indice de « Brightimeter » quand le niveau d'oxydes de magnésium dans l'alliage augmente. Lorsque le niveau d'oxydes de magnésium est bas, la variation de l'indice de « Brightimeter » devient très faible. L'analyse électronique révèle la présence de plusieurs types d'inclusions. Les oxydes de magnésium sont les principaux. D'autres oxydes, comme ceux d'aluminium et de fer, sont présents en plus des particules d'origine étrangère comme la silice et les sels. La porosité peut être un défaut majeur dans les alliages. Celles observées dans nos alliages sont les retassures. Leurs effets sur l'indice de « Brightimeter » n'est pas notable, l'appareil semble plutôt insensible à la porosité. La taille des grains peut s'avérer un facteur influençant l'indice de « Brightimeter », mais il n'en est rien. Le joint de grain est de la même couleur que la matrice; c'est seulement après une attaque chimique qu'il est révélé. L'étude portait également sur l'identification et la quantification des phases intermétalliques présentes dans les alliages. Les deux principales phases observées sont la phase Mg-Al-Zn et la phase Mn-Al. La phase Mg-Al-Zn est grandement affectée par l'ajout d'aluminium dans l'alliage; un changement de la taille et de la morphologie des particules de la phase est observé. La phase Mn-Al, quant à elle, n'est pas affectée par l'ajout d'aluminium. La taille des particules de la phase dépend essentiellement de la quantité de manganèse. Les essais de traction sur les éprouvettes de composition chimique différente montrent une relation directe entre la taille, la morphologie et la densité des particules de la phase versus les propriétés mécaniques des alliages. La ductilité diminue avec l'augmentation de la concentration d'aluminium, tandis que les limites d'élasticité et limite ultime semblent plutôt stables. L'analyse de la surface de rupture des éprouvettes de tractions montre un changement du mode de fracture : de ductile, pour les alliages pauvres en aluminium à fragile, pour les alliages riches en aluminium. Ce changement s'observe par l'apparition de plans de clivage sur la surface de rupture. En tenant compte de tous les paramètres étudiés, nous en venons à la conclusion que l'appareil « Brightimeter » est capable de détecter et de mesurer efficacement les oxydes de magnésium dans les alliages. Sa sensibilité est accrue lorsque les niveaux d'oxydes sont à leur plus haut. Pour ce qui est des bas niveaux d'oxydes, l'appareil est bon, mais avec quelques réserves. La sensibilité est affectée par plusieurs paramètres, qui ne doivent pas être négligés. La plupart de ces paramètres dépendent du processus de solidification. Pour établir une relation entre l'indice de « Brightimeter » et le niveau d'oxydes, les paramètres métallographiques doivent être clairement établis.

Les alliages d'aluminium-silicium sont de plus en plus utilisés de nos jours dans le domaine automobile. Ils permettent d'alléger le poids des automobiles et diminuer ainsi la consommation d'essence. Nous avons étudié, dans ce projet, trois alliages d'aluminium soit sont le 319, le 356 et le 413. Nous avons fait varier différents paramètres métallurgiques pour chaque alliage. Les paramètres variés sont le dégazage, l'ajout de strontium, l'ajout de T1B2 et la quantité d'hydrogène. Ainsi, 9 conditions ont été créées pour chaque alliage. En plus de varier les paramètres métallurgiques, nous avons également effectué des traitements thermiques sur les alliages. Les échantillons ont tous subi une mise en solution de huit heures à 495°C pour les alliages 319 et 413 et à 540°C pour l'alliage 356. Par la suite, une trempe a été effectuée dans un bac rempli d'eau chaude (60°C). Finalement, on a effectué le vieillissent d'une durée de cinq heures à 155°C, 180°C, 200°C, 220°C et 240°C. Nous avons également gardé des échantillons dits « tel que coulée » qui n'ont pas subi de traitements thermiques. Différents examens ont été faits sur les échantillons pour mesurer leur microstructure et leur macrostructure mais également les propriétés mécaniques. La grosseur des grains, l'espace interdendritique et la morphologie des particules de silicium et des pores ont été mesurés pour évaluer la microstructure et la macrostructure des alliages. Pour les propriétés mécaniques, la dureté et la résistance à l'impact ont été mesurées. Des images ont également été prises pour évaluer le mode de propagation de la fissure (fractographie) pour les échantillons soumis au test de résistance à l'impact. Nous avons pu identifier un nouveau phénomène agissant sur la morphologie des particules de silicium lors de la mise en solution. En temps normal, les particules de silicium aciculaire se fragmentent lors de la mise en solution ce qui diminue la surface totale des particules de silicium. Dans notre cas, il y a bel et bien une fragmentation mais il y a aussi une dissolution des petites particules de silicium qui diffusent vers les particules aciculaires de silicium plus grandes. Comme la cinétique de dissolution/diffusion des particules silicium est supérieure à celle de la fragmentation, il y a une augmentation de la surface moyenne (observé pour 14 échantillons sur 18). Les essais de résistance à l'impact ont permis de trouver que les pores présents dans les échantillons jusqu'à un pourcentage surfacique de 2,59% n'influencent pas la valeur de l'énergie absorbée.

Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont une importante classe de matériaux qui constituent la majorité des pièces d'aluminium coulées produites, dû à leurs propriétés supérieures et leurs excellentes caractéristiques de coulées. À l'intérieur de cette famille d'alliages, les alliages de fonderie Al-Si-Cu et Al-Si-Mg sont fréquemment employés dans les applications automobiles. Les alliages commercialement populaires 319 et 356, représentant ces deux systèmes d'alliages, furent sélectionnés pour étude dans le présent travail, avec pour but d'investiguer l'effet des intermétalliques du fer et des porosités sur la performance de l'alliage. Ceci fut exécuté à travers une étude des propriétés de traction et d'impact, celles-ci étant deux propriétés mécaniques importantes utilisées dans les calculs de conception. Le fer, à travers la précipitation des constituants intermétalliques de seconde phase, en particulier la phase en forme de plaquettes B-Al5FeSi, est nuisible aux propriétés des alliages. De même les porosités dues au gaz ou aux retassures dans les coulées sont nuisibles aux propriétés mécaniques. Par la détermination des éléments d'alliage, du processus de fonderie et des paramètres de solidification optimaux (viz., le contenu en Fe, la modification au Sr et le taux de refroidissement) requis pour minimiser les effets nuisibles des porosités et des intermétalliques du fer, et par l'étude de leur rôle sur le comportement des fractures, le mécanisme de fracture dans les alliages a pu être déterminé. Des coulées furent préparées à partir des fontes d'alliages industriels et commerciaux 319.2, B319.2 et A356.2, contenant des niveaux de Fe de 0.2-1.0 wt%. Des fontes modifiées au Sr (-200 ppm) furent aussi préparées pour chaque niveau de Fe. Les moules réfractaires refroidis aux extrémités utilisés ont donné une solidification directionnelle et une plage de taux de refroidissement (ou espace interdendritique) à l'intérieur de la même coulée. Des échantillons de traction et d'impact, machinés à partir de spécimens provenant des coulées, et sectionnés à diverses hauteurs au-dessus de l'extrémité refroidie, ont donné des espaces interdendritiques de ~23 à ~85 jim. Tous les échantillons furent soumis à un traitement thermique T6 avant les essais. Les essais furent exécutés en employant les machines d'essais Instron Universal et Instrumented Charpy. Les techniques de microscopie optique, d'analyse d'image, de SEM et de EPMA furent utilisées dans les analyses microstructurales et de fracture. Les résultats ont démontré que le taux de refroidissement le plus élevé (23 um d'espace interdendritique) est le paramètre le plus significatif contrôlant la dimension et la distribution de la phase B-Al5FeSi et des porosités, dans les alliages non modifiés 319.2 et A356.2. La modification au Sr est plus efficace dans la réduction de la dimension des plaquettes de phase p, à des bas niveaux de Fe, mais celle-ci augmente à la fois la fraction volumique des porosités et la dimension des pores de façon significative. L'alliage B319.2 contenant du Mg montre une réduction de la dimension des plaquettes de P due à sa transformation partielle en particules de script chinois Al8FeMg3Si6. Dans les alliages modifiés au Sr, une augmentation de la dimension des plaquettes P est encore observée à certains taux de refroidissement. La fraction volumique des porosités et la dimension des pores diminuent aussi avec l'addition de Mg. La ductilité des alliages est améliorée par l'augmentation simultanée du taux de refroidissement et de la réduction du contenu en Fe. La ductilité de l'alliage B319.2 est inférieure à celle de l'alliage 319.2 dû à la précipitation du Mg2Si, à la transformation partielle de B-Al5FeSi en Al8FeMg3Si6, et à l'interaction Sr-Mg qui diminue l'efficacité de la modification au Sr. L'alliage A356.2 affiche une ductilité beaucoup plus élevée que les alliages 319 pour un même niveau de Fe, dû à l'absence de la phase intermétallique CuAl2 dans le premier alliage. La modification au Sr améliore aussi à la fois la ductilité et la résistance en traction, et est utile dans le maintien d'une limite ultime cohérente dans les alliages 319, puisqu'une dispersion beaucoup moindre des valeurs de limite ultime est observée, peu importe leur source (expérimentale ou industrielle). Aucun effet apparent sur la limite élastique n'est observé. Le fer détériore la limite ultime dans les alliages expérimentaux non modifiés et les alliages industriels modifiés 319.2, B319.2 et A356.2. Des corrélations polynomiales du second degré sont obtenues entre la limite ultime et le contenu en Fe à tous les taux de refroidissement (R2 >0.8) pour la plupart des alliages; les alliages expérimentaux modifiés et les alliages industriels non modifiés 319.2, cependant ont montré une dispersion considérable de la limite ultime. La corrélation entre la contrainte et le contenu en Fe ou le taux de refroidissement est plus complexe: en général, la limite élastique augmente à la fois avec le taux de refroidissement et le contenu en Fe dans les alliages 319.2 (R2 >0.8). Dans les alliages B319.2, l'effet du taux de refroidissement n'est pas très apparent: Fe augmente la limite élastique dans les alliages expérimentaux mais diminue celle-ci dans les alliages industriels. Dans les alliages A356.2, les valeurs de la limite élastique sont distribuées à l'intérieur d'une plage étroite montrant une tendance à la baisse dans les alliages non modifiés et une tendance à la hausse dans les alliages modifiés. La dimension des plaquettes de B-Al5FeSi affecte la ductilité et la résistance en traction des alliages, les changements étant très perceptibles jusqu'à des longueurs (ou surfaces) de plaquettes p de -100 um (400 um2) dans les alliages 319 et de -70 um (300 um2) dans les alliages A356.2. Des corrélations de puissance et logarithmiques sont obtenues entre la ductilité et la dimension des plaquettes P (R2 >0.8). Dans les alliages A356.2, seules de faibles variations dans la dimension de la phase p peut être tolérée afin de maintenir des niveaux de ductilité satisfaisants. La diminution de la limite ultime avec la dimension des plaquettes P est plus prononcée dans les alliages 319.2 que dans les alliages B319.2 et A356.2. Aucune relation définie entre la dimension des plaquettes P et la limite élastique n'a pu être établie. La porosité est nuisible à la résistance en traction et à la ductilité des alliages. Bien que le paramètre de dimension maximum des pores caractérise le mieux les relations entre la porosité et les propriétés de traction, les valeurs de R2 obtenues montrent que cela n'est pas le facteur primaire contrôlant la ductilité et la résistance en traction. Aucune corrélation définie n'a pu être établie entre la porosité et la limite élastique. Des corrélations linéaires assez bonnes ont été obtenues entre le log de la limite ultime et le log de la déformation (%) pour tous les alliages, expérimentaux ou industriels, sous toutes les conditions (R2 : 0.6-0.93). L'utilisation de cette relation est recommandée au lieu de la relation entre la limite ultime et le log de la déformation (%) basée sur le concept d'index de qualité proposé par Drouzy et al.136 pour interpréter les propriétés de traction des deux systèmes d'alliages. Les propriétés d'impact sont aussi améliorées avec l'augmentation du taux de refroidissement et la réduction du contenu en Fe. Les alliages modifiés 319.2 montrent des relations de puissances et linéaires (à des bas/hauts taux de refroidissement), alors que les alliages non modifiés 319.2 et A356.2 montrent des corrélations linéaires, tous les alliages B319.2 montrent de corrélations de puissance, et les alliages modifiés A356.2 montrent des corrélations logarithmiques à tous les taux de refroidissement (R2 >0.95 dans tous les cas). Les propriétés d'impact obtenues au plus haut taux de refroidissement sont de loin supérieures à celles obtenues à des taux de refroidissement autres {cf. 12.4 J à 23 um d'espace interdendritique avec 4.88 J à 85 um d'espace interdendritique dans les alliages non modifiés 319.2). L'intermétallique B-Al5FeSi détériore les propriétés d'impact de façon significative, l'effet étant le plus apparent pour des dimensions des plaquettes P se situant à l'intérieur de la plage 30-150 um dans les alliages 319, et 10-50 um dans les alliages A356.2. Des corrélations assez bonnes ont été obtenues entre les porosités et les propriétés d'impact. En présence de Mg, l'alliage non modifié B319.2 montre une augmentation de l'énergie d'impact, particulièrement à des niveaux faibles (0.4%) en Fe et à des taux de refroidissement élevés (espace interdendritique 23-47 um). Le strontium est efficace dans l'amélioration de l'énergie d'impact, même à des niveaux élevés en Fe. L'amélioration est moins apparente dans les alliages B319.2, et très sensible au changement du taux de refroidissement dans les alliages 319.2. Les alliages A356.2 modifiés au Sr montrent des énergies d'impact du double de celles des alliages 319 soumis aux mêmes conditions dû à l'absence de la phase CuAl2 dans les premiers alliages. Une bonne relation inverse est obtenue entre la vitesse moyenne de fissuration et l'énergie d'impact, les plus hautes vitesses de fissuration étant observées dans les échantillons non modifiés obtenus à des contenus en Fe les plus élevés et aux taux de refroidissement les plus bas. Les essais d'impact sont plus sensibles aux variations dans la microstructure ou aux défauts de coulée que ne le sont les essais de traction. Les courbes d'énergie d'impact en fonction de la limite ultime montrent des relations exponentielles, tandis que les courbes d'énergie d'impact en fonction de la déformation (%) affichent des relations linéaires pour tous les d'alliages, modifiés ou non, et peu importe la composition de l'alliage. À de faibles niveaux de Fe et à des taux de refroidissement élevés (0.4% Fe, espace interdendritique de 23 um), l'initiation et la propagation des fissures dans les alliages non modifiés 319, se produisent par le clivage des plaquettes de B-Al5FeSi (au lieu de leur décohésion de la matrice). La morphologie des plaquettes (individuelles ou embranchées) est importante pour déterminer la direction de propagation de la fissure. Les fissures se propagent aussi par la fracture du CuAl2 non dissous ou d'autres intermétalliques de cuivre, aussi bien que par les particules de Si fragmentées. Dans les alliages 319 modifiés au Sr, les fissures sont majoritairement initiées par la fragmentation ou le clivage des plaquettes perforées de la phase j3, en addition à celles des particules grossières de Si et des intermétalliques de cuivre non dissous. Dans les alliages A356.2, les fissures sont initiées principalement par la fracture des particules de Si ou leur détachement de la matrice de Al, alors que la propagation des fissures a lieu par coalescence des particules de Si fracturées, excepté quand les intermétalliques de P-Al5FeSi sont présents, auquel cas ce dernier a préséance. Dans le cas de modification au Sr, les fissures se propagent par la liaison des particules de Si fracturées / détachées, aussi bien que par les intermétalliques B-fer fragmentés. Dans les échantillons exhibant de basses énergies d'impact, l'initiation et la propagation des fissures se produisent principalement par le clivage des intermétalliques de B-fer.

Plusieurs types d'alliages d'aluminium de fonderie sont employés pour des applications automobiles principalement pour réduire la masse des véhicules. Parmi ces derniers, les alliages eutectiques sont utilisés pour leur bonne coulabilité. L'alliage utilisé dans cette étude est l'alliage 413.1 auquel différentes additions ont été réalisées. Neuf différentes compositions ont ainsi été étudiées. Il s'agit de l'alliage 413.1 de base et ce même alliage avec différentes additions de strontium (Sr), magnésium (Mg), cuivre (Cu), argent (Ag), lanthane (La), cérium (Ce), zinc (Zn) et nickel (Ni). Les caractéristiques de la microstructure et les propriétés mécaniques des alliages de fonderie dépendent de plusieurs facteurs tels la composition chimique des alliages, la vitesse de solidification et les traitements thermiques. Cette étude permet de formuler des conclusions concernant les modifications de la microstructure et les variations de propriétés mécaniques en traction en fonction de la composition des alliages et des traitements thermiques appliqués. Les différents traitements thermiques qui sont examinés sont les traitements T4 et T6. La mise en solution se fait à 495°C pendant deux temps différents de quatre ou vingt-quatre heures. Quatre types de trempe sont utilisés : un refroidissement à l'air ambiant, une trempe à l'eau chaude (60°C) et deux trempes dans un appareil projetant de l'eau et de l'air sous pression. Les deux températures de l'eau utilisée à l'entrée de cet appareil sont de 12°C et 55°C. Ce type de trempe produit un refroidissement intermédiaire entre le refroidissement à l'air ambiant et la trempe à l'eau chaude. Pour le traitement T6, les vieillissements utilisés sont de cinq heures à trois différentes températures; 155°C, 180°C et 240°C. Une série d'échantillons tels que coulés est aussi analysée. Les propriétés étudiées sont : la morphologie des particules de silicium, la fraction surfacique des phases intermétalliques, la distribution des éléments d'addition dans l'alliage ainsi que les propriétés mécaniques en traction, la limite ultime (LU), la limite élastique (LE) et le pourcentage de déformation à la rupture (%Déf). Les conclusions de cette étude sont que la vitesse de solidification de l'alliage a un effet plus important sur la morphologie des particules de silicium eutectique que la modification au strontium et que l'augmentation du temps de mise en solution augmente les changements produits sur la morphologie. Les phases intermétalliques qui se dissolvent le font après quatre heures de mise en solution. Les phases intermétalliques Q-Al5Cu2Mg8Si6 ainsi que ceux contenant du fer, du nickel ou des métaux terres rares ne se sont pas dissoutes après vingt-quatre heures de mise en solution. Parmi les phases intermétalliques présentes, seul la phase B-Al5FeSi influence la grosseur des particules de silicium eutectique. Ces composés se solidifient en premier et entraînent avec eux une certaine quantité de strontium qui reste à proximité de ces composés pour modifier de façon plus importante les particules de silicium eutectique des alentours. Les autres phases intermétalliques n'affectent pas la morphologie des particules de silicium eutectique. L'addition de strontium et l'addition de strontium et de magnésium améliorent la limite ultime des alliages tels que coulés tandis que l'addition d'argent et de zinc améliore la limite élastique. Après un traitement thermique T4, c'est l'alliage de base avec une addition de strontium et de cuivre qui obtient les valeurs de résistance mécanique en traction les plus élevées. La mise en solution de vingt-quatre heures n'améliore pas la résistance des alliages comparativement à une mise en solution de quatre heures. Pour les traitements thermiques T6, le vieillissement à 155°C est plus approprié pour les alliages ne contenant pas de cuivre et le vieillissement à 180°C fait plus augmenter les propriétés des alliages qui en contiennent. Par contre, la température de vieillissement de 240°C est trop élevée pour être appliqué pendant cinq heures et elle produit un sur vieillissement. Le vieillissement à la température de 180°C diminue considérablement la ductilité des alliages. Plusieurs d'entre eux se rompent dans la partie élastique de la courbe de traction.

La présente étude a été entreprise pour étudier l'effet des paramètres métallurgiques sur la dureté et des caractérisations microstructurales dans les alliages 356 et 319 tels que coulés et soumis à un traitement thermique. Ceci est dans le but d'ajuster ces paramètres pour avoir une dureté appropriée et une fraction volumique des intermétalliques de fer pour l'usage dans les études concernant l'usinabilité de ces alliages. La gamme de la dureté et les fractions volumiques des intermétalliques de fer utilisées dans cette étude est la plus connue des applications commerciales de ces alliages. Des mesures de dureté ont été effectuées sur des spécimens préparés à partir de des alliages 356 et 319 tels coulés soumis à un traitement thermique, en utilisant différentes combinaisons du raffinage de grain, modification au strontium Sr et en ajoutant des éléments alliés. Des traitements de vieillissement ont été effectués à 155°C, 180°C, 200°C et 220°C pour 4 h, suivis du refroidissement à l'air, aussi bien qu'à 180°C et à 220°C pour 2, 4, 6, et 8 h pour déterminer des conditions dans lesquelles la dureté spécifique atteigne 85 et 115. L'addition du magnésium aux alliages 319 contenant le B- et/ou le a-intermétalliques de fer produit une augmentation remarquable de dureté à toutes les températures de vieillissement en conditions non modifiées et modifiées par le strontium. Des additions du magnésium aux alliages 319 avec différentes conditions de traitement thermique pour des alliages 356 et 319 ont été effectuées pour obtenir des niveaux semblables de la dureté pour les deux alliages. Des conditions de 356 et de 319 modifiés au strontium (200-250 ppm) contenant principalement des intermétalliques a-Fe liées à différents niveaux de la dureté (90, 100 et 110 HB) ont été choisies pour l'étude de forage et de taraudage. L'effet du magnésium et de la fraction volumique des intermétalliques a-Fe sur l'usinabilité des alliages 319 soumis à un traitement thermique a été étudié pour deux niveaux de magnésium (0.1 et 0.28%), et deux niveaux de fraction volumique des intermétalliques a-Fe (2 et 5%), respectivement. Les facteurs les plus importants entrepris dans la présente étude qui déterminent l'état du matériel de travail qui peuvent influencer les résultats de l'usinabilité des alliages 356 et 319 sont: ? Chimie et additions (Cu, Mg et Fraction volumique des intermétalliques de a-Fe) 1. Le rôle des intermétalliques du cuivre en usinant les alliages 356 (sans du cuivre vieilli à 180°C/2h) et 319 (avec du cuivre vieilli à 220°C/2h), tous les deux ont le même niveau de la dureté (100 HB). 2. Rôle de l'addition du magnésium à l'alliage 319 à deux niveaux de contenu de magnésium (0.1 et 0.28%) donne le même traitement de vieillissement (220°C/2h) et deux niveaux différents de dureté (90 et 100 HB), les mêmes alliages subis un traitement différent de vieillissement (180°C/2h et 220°C/2h) donnent le même niveau de la dureté (100 HB). 3. L'effet d'augmenter la fraction volumique des intermétalliques a-Fe aux alliages 319 (2 et 5%) et quand le vieillissement est effectué à 220°C/2h et à 180°C/2h rapportent des duretés de l'ordre (90 HB) et (100 HB) respectivement. ? Taux de refroidissement et vitesse de trempe ? Dureté Les différences dans le comportement d'usinage entre les alliages 356 et 319 sont principalement attribuées à la différence dans la dureté de matrice, la chimie d'alliage, les additions d'éléments et le traitement thermique. La dureté de matrice (salutaire) et les abrasif d'alliage (nuisible) semblent être de vraies issues commandant l'usinabilité d'alliage. Le magnésium et le cuivre renforcent la matrice de l'alliage et par conséquent améliorent l'usinabilité de ce dernier. Le magnésium durcit les alliages 356 et 319, mais n'augmente pas l'abrasif puisqu' en petite quantité, il ne contribue pas à la formation des phases dures d'intermétalliques. En conséquence, les alliages contenant du Mg montrent un nombre plus haut de trous forés et tapés. Un contenu plus élevé de magnésium résulte dans une force de découpage plus élevée au même niveau de la dureté. Ceci peut être expliqué en notant que la fraction volumique des intermétalliques de magnésium ou des précipités plus élevés qui peut être formée dans la matrice d'alliage en conditions des alliages 319 contenant du Mg élevé (0.28%) comparées au bas contenu du Mg (0.1%). Les alliages 319 contenant un niveau bas en Mg (0.1%) présentent une vie supérieure d'outil, et ce deux fois plus que des alliages 356 (0.3% Mg) et une fois et demi que des alliages 319 contenant Mg (0.28%). En comparant un système primaire d'alliage de bâti à l'autre (356 contre 319 ou 319 (0.1 %Mg) contre 319 (0.28%Mg), par exemple), l'usinabilité des alliages 319 est plus haut que celle des alliages 356 et l'usinabilité des alliages 319 contenant un niveau bas en Mg (0.1%) sont plus haut que des alliages 319 contenant Mg (0.28%). Un alliage avec un contenu bas en cuivre comme l'alliage 356 montre une force de découpage plus élevée comparée à celle des alliages 319 au même niveau de la dureté. Ceci peut être expliqué par l'amélioration de la homogénéité de la dureté de matrice d'alliage 319 sur la base de l'effet des intermétalliques du Cu et du Mg combinés, tandis que le durcissement se produit par la précipitation coopérative des particules de phase de Al2Cu et de Mg2Si comparées seulement à la précipitation de Mg2Si dans le cas des alliages 356. La teneur de cuivre des alliages 319 tendrait à durcir l'alliage et par conséquent améliore leur usinabilité. En conséquence, les alliages 319 contenant Mg montrent une meilleure usinabilité comparée avec les alliages 356. La morphologie des intermétalliques de fer peut affecter les résultats de force de découpage quand le vieillissement a été effectué pour deux heures à 180 °C et pas à 220 °C. On l'a observé que la fraction volumique des intermétalliques a-Fe peut affecter la force et le moment de découpage quand le vieillissement a été effectué à 180° C/2h plutôt qu'à 220°C/2h. Pendant le temps de solidification dans la gamme de 25 à 45 secondes, il semble que la force et le moment de découpage sont légèrement influencés par le taux de refroidissement et la vitesse de trempe dans les états T6 et T7. Les traitements thermiques qui augmentent la dureté réduisent (heat build-up (BUE)) sur l'outil de coupe. La dureté affecte l'usinabilité des alliages 319 du fait que l'usinabilité s'améliore avec l'augmentation de dureté. On l'observe que la force et le moment de découpage augmentent avec la dureté tandis que (heat build-up (BUE)) diminue. Dans le tapement, on l'a observé que les outils de l'acier à coupe rapide réagissent considérablement plus avec la sensibilité à la dureté. L'outil (HSS-E) est cassé quand le changement de taper seulement 230 trous dans tels que coulés états (88 HB) aux 230 autres trous dans les conditions T6 (110 HB). On a observé la formation trompeuse des morceaux ou chip sur les conditions des alliages 356 et 319 (Ml et M3). Un critère important d'évaluation pendant le forage et le tapement est la qualité du trou. L'essai (Go-No-Go) est pris comme évaluation caractéristique pour l'exactitude de trou. Le diamètre de référence de (6.5024-6.5278 mm) et (7.02056-7.15518 mm) est employé pour forer et taper respectivement. Tous les résultats des essais (Go-No-Go) sont corrects. On observe des morceaux discontinus pendant l'usinage des alliages 356 et 319. À l'heure actuelle de l'effort critique, les processus durcissants excédent les processus ramollissants et une ligne principale fente se développe qui résulte en cassant le morceau, et de ce fait au développement d'un morceau complètement cassé. Plein, demi de tour et morceaux hélicoïdaux sont produits au début d'une opération de découpage quand l'outil est nouveau (processus de cisaillement). Pendant que l'outil commence usage, le morceau devient graduellement bien déformé, et le cisaillement et la déformation se produisent. Dans la contribution à la connaissance originale, les corrélations expérimentales qui relient les additions d'éléments et le traitement thermique avec la dureté ont été trouvées des résultats expérimentaux. De ces corrélations, on l'a noté que la dureté produite pour des alliages 319 augmente avec le magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et diminue comme la modification par le strontium et les paramètres de traitement de vieillissement (la température de vieillissement et temps de vieillissement). Dans des autres corrélations qui relient les additions d'éléments et le traitement thermique avec la force et le moment de découpage de forage aussi bien que (heat build-up (BUE)), on l'a observé que tous les deux la force et moment de découpage produits pendant de forage augmentent avec le magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et diminuent avec la température de vieillissement. Cependant, (heat build-up (BUE)) produite pendant le forage diminue avec l'augmentation de magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et augmente avec la température de vieillissement.

L'industrie en général cherche évidemment à réduire la dépendance aux combustibles et aux produits à base de pétrole. Dans le domaine des matériaux, l'accent est mis sur le développement des composites à fibres naturelles, comme une alternative réaliste aux plastiques renforcés par des fibres de verre. Les fibres naturelles peuvent apporter des propriétés mécaniques comparables à celles que donneraient les fibres de verre, avec cependant des densités plus faibles et un caractère biodégradable. Plusieurs techniques de fabrication sont disponibles pour mettre en oeuvre les composites avec une grande variété de renforts et de résines, et le moulage par transfert de résine (RTM) est l’un des procédés le plus utilisé. Un renfort à fibres naturelles est considéré comme un milieu poreux, et dans le cas du procédé RTM sa perméabilité définit le temps et l'étendue de l'infiltration et, par conséquent, le coût et la qualité de la pièce finale. Un autre paramètre très important dans la fabrication des composites est la fraction volumique des fibres. Ce paramètre a une influence non seulement sur la perméabilité mais aussi et surtout sur les propriétés mécaniques du composite fabriqué. Néanmoins, la nature et l’architecture du renfort ont un impact significatif sur ses propriétés mécaniques. Dans le présent travail, la perméabilité planaire d’un renfort unidirectionnel (UD) de type UD-lin/papier a été étudiée. La perméabilité de la couche papier a fait l’objet d’une optimisation par la modification de la structure du réseau fibreux, afin d’augmenter la perméabilité globale du renfort. Les résultats obtenus ont démontré que l’ajout des fibres courtes de lin dans le papier affecte positivement sa perméabilité de la même manière qu'il affecte la perméabilité globale du renfort. Une alternative à la couche de papier a été proposée et consiste à la remplacer par un mat à fibres courtes de lin obtenu par la même technique de laboratoire de fabrication du papier. En premier lieu, le mat a été considéré comme un renfort individuel. Cette partie du travail a mené à l’étude des paramètres de fabrication et des caractéristiques du mat (densité surfacique, longueur de fibre) et leurs effets sur la microstructure du renfort et sa perméabilité. L'analyse expérimentale de la porosité des mats à fibres courtes de lin a démontré une relation fonctionnelle entre la densité surfacique, la longueur de fibre et la distribution de la taille des pores. Les mesures de perméabilité effectuées ont permis de conclure que sa variation suit une loi exponentielle en fonction de Vf. En outre, une augmentation de la densité surfacique augmente le nombre de fibres par unité de surface et réduit l'espace libre entre les fibres, ce qui donne un réseau fibreux plus dense avec un faible taux de porosité et qui diminue par conséquent la perméabilité du mat. L’étude a été renforcée par la caractérisation des écoulements capillaires dans le renfort pour identifier les effets de ces paramètres caractéristiques sur son comportement en imprégnation. Les résultats obtenus ont démontré qu’une augmentation de la densité surfacique du renfort influence significativement la vitesse d’écoulement du fluide et par conséquent augmente sa saturation, ce qui réduit le taux de vide formé. Par la suite, les mats fabriqués ont été utilisés pour fabriquer des composites à différentes fractions volumiques de fibres. Ceux-ci ont été caractérisés et les propriétés mécaniques en traction et en flexion ont été déterminées et modélisées, accompagnée d’une analyse de l’endommagement par émission acoustique qui a permis d’identifier l’évolution des différents modes d’endommagement en fonction de la fraction volumique de fibres. Les résultats obtenus ont démontré que les propriétés mécaniques optimales sont obtenues à un Vf = 40%. L’utilisation de l’émission acoustique a révélé que la baisse des propriétés à Vf = 50% est attribuable à une mauvaise adhérence fibre-matrice, elle-même traduite par une dominance du mode d’endommagement «friction fibre-matrice et déchaussement », pour les deux types d’essais (traction et flexion). Dans la dernière partie du travail et afin de déterminer l’efficacité d'un mat pour remplacer la couche de papier comme agent liant, le comportement en imprégnation du renfort global (UD/Mat) a été étudié en mesurant sa perméabilité planaire à différentes fractions volumiques de fibres. Des composites ont été fabriqués avec ce nouveau renfort et ont fait l’objet d’une étude expérimentale du comportement mécanique et de l’endommagement en traction et en flexion. Les résultats obtenus ont démontré que la perméabilité de ce renfort est supérieure à celle obtenue avec la couche papier mais elle diminue lorsque la densité surfacique du mat utilisé augmente. D'autre part, l'addition des fibres courtes de lin a un effet significatif sur la réduction de la variabilité des propriétés mécaniques mesurées et sur l’augmentation des propriétés mécaniques dans le sens transversal. La présence des fibres courtes a aussi démontré un effet positif sur l’endommagement du matériau en limitant la propagation des fissures dans le sens longitudinal et en améliorant les facettes de rupture. Today, the industry aims to reduce its dependency on fuels and petroleum products. The emphasis is placed on the development of natural fiber composites as a realistic alternative to plastic reinforced with glass fibers. Natural fibers are biodegradable and can provide comparable mechanical properties to those given by glass fibers, with lower densities. Several manufacturing techniques are available to produce a wide variety of reinforcements and resins. RTM (resin transfer molding) is one of the most common one. In this process, the natural fiber reinforcement is considered as a porous medium, where the permeability defines the infiltration time and extent and, consequently, the cost and the quality of the final part. An important parameter in the manufacture of composites is the fiber volume fraction. This parameter affects not only the permeability of the reinforcement, but also the mechanical properties of the resulting composite. The type and the architecture of the reinforcement also have a significant impact on its mechanical properties. In this study, the permeability of a UD flax/paper reinforcement was investigated. The permeability of the paper layer has been optimized by modifying the fibrous network structure in order to optimize the global permeability of the reinforcement. The obtained results demonstrated that the addition of the short flax fibers in the paper layer affects positively its permeability in the same way that it affects the global permeability of the reinforcement. A short flax fiber mat has been proposed as an alternative to replace the paper layer. First, the mat was considered as an individual reinforcement. This part of the work led to the study of the effect of manufacturing and material parameters (surface density, fiber length) on the characteristic parameters of its microstructure and its permeability. The experimental analysis of the porosity demonstrated a functional relation between the surface density, the fiber length and the pores size distribution. The measured permeability is observed to follow an exponential trend, according to Vf. Moreover, an increase of the surface density increases the number of fibers by unit area and reduces the free space between fibers, which gives a denser fibrous network with a low rate of porosity and decreases consequently the permeability of the mat. The study was enhanced by a characterization of the capillary flows in the reinforcement in order to identify the effects of these parameters on its impregnation behavior. The obtained results demonstrated that an increase of the surface density of the reinforcement influences significantly the fluid flow velocity and consequently increases its saturation, which reduces the void content in the sample. Thereafter, the manufactured mats were used to fabricate composite plates with various fiber volume fractions. These composites were characterized and the mechanical properties in tensile and flexural loading were determined and modelled. The characterization of the mechanical behavior in tensile and flexural loading was accompanied with an analysis of the damage behavior monitored by acoustic emission, which allowed to identify the evolution of the different damage modes during loading as well as according to the fiber volume fraction. The obtained results demonstrated that the optimal mechanical properties are obtained at Vf = 40%. The use of acoustic emission revealed that the reduction of the mechanical properties at Vf = 50% is attributable to a limited adhesion between the fibers and the matrix, which translates to a dominance of the fiber-matrix friction and fiber pull out damage mode. To determine the efficiency of the mat layer as a replacement of the paper layer, the impregnation behavior of the global reinforcement (UD/Mat) was studied by measuring its permeability in various fiber volume fractions. New composites were fabricated with this new reinforcement and the mechanical and damage behaviors were studied. The obtained results demonstrated that the permeability of this reinforcement is superior to that obtained with the paper layer, but always decreases with increasing the surface density of the used mat. On the other hand, the addition of the short flax fibers was observed to have a significant effect on the reduction of the variability of the measured mechanical properties and on the increase of the mechanical properties in the transverse direction of the composite. The presence of short fibers has finally demonstrated a positive effect on the damage of the material by limiting the propagation of cracks in the longitudinal direction, parallel to the unidirectional fiber, and by improving the fractured surface.

Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) de fonderie sont couramment employés dans les applications automobiles en raison de leurs bonnes propriétés mécaniques, d'une bonne coulabilité, des températures de fusion peu élevées, de l'absence de fissuration à chaud et d'une bonne répartition des porosités due au retrait lors de la solidification. Les alliages étudiés dans le cadre de ce travail de recherche sont des alliages de fonderie aluminium-silicium (Al?1 l,3%Si) eutectiques de désignation 413.0. Les caractéristiques microstructurales et les propriétés mécaniques des alliages de fonderie Al-Si eutectiques sont principalement déterminées par leur composition en éléments alliés, par leur structure de coulée et constituants microstructuraux tels que la taille de grain, l'espace inter-dendritique, les dimension, forme et distribution des particules de silicium eutectique et du silicium primaire, aussi bien que par la morphologie et la quantité des phases intermétalliques en présence. Tous ces paramètres se trouvent complètement changés à la suite de l'application de traitements thermiques qui, en retour, influencent les propriétés mécaniques des alliages à l'étude. Ce travail fut entrepris dans le but d'étudier les changements microstructuraux et les phases intermétalliques dans les alliages Al-Si de base 413.0 de même que les variations dans les propriétés de traction, notamment les contrainte ultime, limite d'élasticité et allongement à la rupture (déformation), résultant de l'addition d'éléments alliés ? strontium (Sr), magnésium (Mg), cuivre (Cu), argent (Ag), nickel (Ni), zinc (Zn), cérium (Ce), lanthane (La) et phosphore (P) - à l'alliage de base 413.0, cela dans des conditions d'application de traitements thermiques tels que la mise en solution, la trempe et le vieillissement artificiel. De plus, l'effet de l'ajout de phosphore (P) et des traitements thermiques sur la microstructure et sur les propriétés de traction de l'alliage 413.0 de base modifié au Sr, est étudié du point de vue des interactions phosphore-strontium (P-Sr) lors du processus de modification au Sr. Les changements microstructuraux, notamment les caractéristiques des particules de silicium et la précipitation des phases intermétalliques, sont identifiés au moyen d'examens microscopiques. Par ailleurs, les alliages sont caractérisés par l'analyse thermique consistant à tracer les courbes de solidification décrivant les étapes de formation des phases en présence. Les propriétés de traction sont illustrées à partir des courbes contrainte-déformation obtenues lors des essais de traction effectués sur les alliages 413.0. Diverses expériences en laboratoire sont effectuées sur les alliages étudiés, pour lesquels les spécifications relatives à leur composition en éléments alliés et les traitements thermiques à appliquer sont fournies par General Motors Corporation (GMC). Ces expériences permettent de formuler des conclusions concernant les modifications de microstructure et les variations de propriétés de traction des alliages étudiés en fonction de leur composition respective en éléments alliés et des traitements thermiques appliqués. Les différentes phases des alliages sont examinées en utilisant une microsonde. Les microstructures des surfaces d'échantillons sont examinées au moyen de la microscopie optique et de la microscopie à balayage électronique (MEB), couplées à l'analyse à fluorescence au rayon X par énergie dispersive. La micro-analyse par sonde électronique, et l'analyse de fluorescence par longueur d'onde sont aussi utilisées là où elles sont requises, en utilisant un micro-analyseur. Les traitements thermiques de mise en solution et de vieillissement artificiel sont effectués sur les alliages étudiés au moyen d'un four « Pyradia », alors que la trempe est effectuée à l'eau chaude. Les éprouvettes de traction sont testées à l'aide de la presse mécanique « Instron ». Les valeurs des courbes contrainte-déformation des éprouvettes de traction de chacun des alliages sont recueillies par un système d'acquisition de données relié à l'extensomètre fixé sur l'échantillon d'alliage sollicité en traction. Les analyses thermiques sont effectuées sur des lingots d'alliages et consistent à fondre des échantillons qui sont versés dans un moule en graphite. À l'aide de thermocouples de type K installés au centre du lingot de métal en fusion et connectés à un ordinateur utilisant un logiciel, les courbes de solidification sont tracées. Les résultats obtenus relativement aux observations microstructurales et aux essais de traction sur les alliages eutectiques Al-ll,3%Si de type 413.0 étudiés, révèlent que l'ajout d'éléments alliés, notamment les Mg, Cu, Ag, Ni, Zn, Sr, Ce et La, résulte en une augmentation des valeurs de contrainte ultime et de limite d'élasticité et en une diminution des valeurs de déformation de l'alliage de base 413.0, suite aux traitements thermiques de mise en solution, de trempe et de vieillissement artificiel. Les alliages modifiés au strontium montrent des valeurs élevées de contrainte ultime, de limite d'élasticité et de ductilité en raison du changement de morphologie des particules de silicium eutectiques, à partir d'une forme grossière de flocon jusqu'à une forme fibreuse fine. De même, les résultats démontrent que les alliages modifiés au Sr auxquels du phosphore (P) a été ajouté, possèdent des valeurs de déformation de l'ordre de 4 à 12%, ce qui est bien supérieur à la valeur de déformation minimale de 2% ciblée pour l'alliage de base 413.0 modifié au Sr dans le cadre de ce travail. Ainsi, des compromis seront faits entre la nécessité d'obtenir des valeurs élevées de contrainte ultime et de limite d'élasticité d'une part et celle d'obtenir une ductilité qui soit suffisante, d'autre part.

L'alliage A38O.1, un alliage d'aluminium-silicium-cuivre-magnésium (série 300), est produit à partir de rebuts d'aluminium et mis en forme sous pression. Cet alliage qui est particulièrement utilisé dans le domaine automobile peut subir des traitements thermiques pour obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. La composition chimique, la procédure observée lors de la fusion du métal, la technique de mise en forme, les défauts et le type de traitement thermique déterminent les propriétés mécaniques de cet alliage. Comme l'alliage A380.1 est obtenu à partir de métal recyclé, il contient une quantité variable de plusieurs éléments. Afin d'obtenir la composition souhaitable pour chacun de ces éléments, différents procédés coûteux et souvent dommageables pour l'environnement, tel le nettoyage au chlore, sont utilisés. Pour contrer ce problème de pollution, un moyen efficace pour éviter tous ces procédés serait certainement le bienvenu. Le magnésium est un des éléments dont la proportion moyenne doit être inférieure ou égale à 0,10 % pour répondre aux normes de l'industrie nord-américaine. Toutefois certaines études ont démontré qu'une quantité supérieure de magnésium influençait peu les caractéristiques mécaniques de l'alliage sauf peut-être celle de la ductilité. Donc, en justifiant l'augmentation du titre en magnésium dans cet alliage, on pourrait éviter l'application de traitements malsains tant sur le plan économique qu'environnemental. L'objectif de ce travail est de déterminer l'impact sur les propriétés mécaniques de posséder une proportion en magnésium supérieure au taux standard nord-américain de 0,10 % pour l'alliage A380.1. Des taux respectifs de 0,10 %, 0,30 % et de 0,50 % en magnésium sont utilisés pour constater l'effet sur les principales propriétés mécaniques à savoir: la limite élastique, la limite ultime et le pourcentage d'allongement à la rupture. Une grande partie de la recherche est également axée sur l'effet de cet élément (magnésium) sur la résistance en fatigue dudit alliage. Cette section comprend aussi l'analyse du rôle des défauts de surface (joint du moule) et des défauts internes (porosité) sur la résistance. Les propriétés mécaniques de traction sont analysées dans le but d'optimiser les traitements thermiques T6 (mise en solution, trempe et vieillissement artificiel) et T7 (mise en solution, trempe et survieillissement). Par la suite, l'influence de plusieurs paramètres est évaluée au moyen d'essais de traction et de la micrographie optique. La résistance en fatigue est observée en faisant des essais en flexion rotative. Une fois de plus, cette étude est réalisée dans le but d'optimiser les traitements T6 et T7 de même que pour vérifier l'effet des défauts de surface et des défauts internes. Pour examiner la contribution de ces défauts de même que pour les quantifier, des fractographies prises à l'aide d'un microscope électronique à balayage sont utilisées. Autant pour la traction que pour la fatigue, les paramètres qui nous intéressent plus spécialement sont: l'addition de magnésium, la température et le temps de vieillissement. De plus, pour la fatigue uniquement, la porosité est ciblée. En ce qui concerne les résultats, on peut affirmer notamment qu'un taux de 0,3 % de magnésium ne les altère pas, ni en traction ni en fatigue, et qu'un taux de 0,5 % de magnésium entraîne la formation de phases complexes sujettes à la fusion instantanée. De plus, on note que les propriétés de traction fluctuent selon les zones de Guinier-Preston apparues lors des traitements thermiques tandis que celles de fatigue diminuent au fur et à mesure que le taux de magnésium augmente.

Le LIMA (Laboratoire International des Matériaux Antigivre) en collaboration avec le CIRA (Italian Aerospace Research Centre) a développé un logiciel simulant l'accrétion de la glace en régimes sec et humide sur un objet bidimensionnel fixe. L'approche utilisée s'appuie sur les travaux de Lozowski pour les bilans énergétiques, sur une étude du comportement du film d'eau, des ruisselets et des gouttes de surface pour le calcul des rugosités et des masses d'eau résiduelle, ainsi que sur une méthode de bissectrice pour l'évolution de la surface de glace. La contribution du CIRA a été de fournir le logiciel pour le calcul des écoulements et de la captation. Le bilan énergétique basé sur la conservation de l'énergie est la sommation de la chaleur latente de fusion, d'évaporation et de sublimation, du réchauffement adiabatique et cinétique, et des pertes de chaleur par convection et conduction, ainsi que de l'évolution thermodynamique de l'eau de son état initial à son état final. La densité de la glace, qui a un impact important sur la simulation, est calculée à partir d'une corrélation empirique développée avec les cylindres tournants. En se basant sur les travaux de Al-Khalil et Hansman, le comportement des gouttes en régimes sec et humide a été décrit analytiquement, ce qui a mené à déterminer la hauteur maximale que peuvent atteindre les gouttes avant mouvement. Cette hauteur, appelée hauteur de mouvement, permet de déterminer l'état de l'eau sur la surface (film, ruisselets ou gouttes), ainsi que la hauteur des rugosités lorsque l'eau existe sous forme de gouttes ou de ruisselets. La hauteur de mouvement est déterminée par l'équilibre entre les forces de cisaillement, induites par les effets aérodynamiques et gravitationnels évalués pour une goutte non déformée, et la force de cisaillement, induite par la tension de surface et la déformation de la goutte. Elle a été validée en laboratoire et la précision obtenue pour la partie aérodynamique et gravitationnelle est de 80%. L'étude de la vague qui se forme sur le film a permis de déterminer la hauteur des rugosités lorsque l'eau existe sous forme de film. La masse d'eau résiduelle est calculée à partir des modèles analytiques élaborés selon l'état de surface et la hauteur de mouvement. Ces modèles, basés sur la physique du processus de croissance et de solidification pour le film, les ruisselets et les gouttes, interprètent la solidification à l'échelle de l'élément de surface. Le modèle pour la masse d'eau arrachée a été construit à partir d'observations numériques, il considère que toute la masse d'eau ruisselante à la surface de l'intrados est arrachée sous l'effet des forces aérodynamiques et/ou gravitationnelles. Finalement, la masse de glace accumulée est additionnée à la surface en appliquant une méthode mathématique basée sur l'aire délimitée par les bissectrices entre les panneaux. Elle permet de simuler l'évolution de la surface du dépôt en additionnant la masse de glace de façon continue, afin d'obtenir les formes complexes observées expérimentalement. Le modèle d'accrétion est validé avec les profils de glace obtenus expérimentalement en soufflerie par Shin et Bond pour un profil d'aile NACA0012 de 0,5334 m de corde, des gouttelettes d'eau surfondues de 20 um, une teneur en eau liquide de 1 g/m3 et une vitesse de 65 m/s. Ces résultats couvrent les deux régimes d'accrétion, sec et humide, dans l'intervalle de température s'échelonnant de -4,4°C à -28,3°C. La rugosité obtenue par simulation est du même ordre de grandeur que celle calculée avec la corrélation empirique développée par Ruff. Des simulations ont démontré que la variation de l'incrément de temps d'accrétion (en le diminuant de moitié ou en le doublant) et de la longueur maximale des panneaux (1%, 2% et 3% de la corde) ont peu d'impact sur la méthode des bissectrices utilisée pour le calcul de la géométrie et sur la hauteur et la distribution des rugosités. L'ajout des modèles analytiques pour le calcul des hauteurs locales des rugosités, des masses d'eau résiduelles et arrachées, ainsi que du modèle de bissectrice au modèle thermique couramment utilisé pour l'accrétion de glace sur les ailes d'avion a amélioré les résultats. Les profils de glace simulés concordent bien avec ceux mesurés en laboratoire, mais, dans la majorité des cas, le volume de glace est légèrement supérieur à celui mesuré.

Les avantages métallurgiques de produire des pièces par rhéomoulage sont grandement répandus pour les alliages communs de fonderie de typeAl-Si. Toutefois, d'autres alliages plus performants d'un point de vue de la résistance mécanique pourraient susciter un intérêt marqué dans des applications spécialisées de l'industrie automobile. En effet, la demande croissante de produits plus concurrentiels requiert des développements pour de nouveaux alliages. Cependant, pour demeurer compétitif, ces alliages doivent être mieux adaptés aux procédés de rhéomoulage afin de profiter pleinement des bénéfices de la mise en forme par voie semi-solide. Les alliages Al-Cu de la série 2XX sont reconnus pour leurs résistances mécaniques supérieures, mais ils n'ont jamais été des candidats au moulage sous-pression en raison de leur propension élevée aux déchirures à chaud. Cependant, le comportement rhéologique de la pâte semi-solide relié aux procédés de rhéomoulage offre de meilleures conditions de moulage qui pourraient contribuer à réduire de façon considérable ce type de défaut. Dans un premier temps, les travaux ont été orientés sur les facteurs permettant de réduire les déchirures à chaud pour des pièces de l'alliage 206 produites par le procédé semi-solide SEED. Par la suite, une étude comparative sur les propriétés mécaniques en traction et en fatigue a été effectuée sur quatre variantes de l'alliage 206. Au cours de ces travaux, plusieurs aspects métallurgiques ont été analysés, dont les principaux sont : i) les liens entre le mécanisme de fissuration à chaud et la vitesse de solidification en semi-solide pour des alliages 206 modifiés, ii) les effets des variations de composition en silicium, en cuivre et en fer des alliages 206 modifiés sur leurs propriétés mécaniques. Les résultats de résistance mécanique en traction et en fatigue ont été comparés aux spécifications pour des applications de l'industrie automobile et également à d'autres alliages et procédés concurrents. Les pièces produites à partir du procédé SEED, combinées à des alliages 206 modifiés ont pu être moulées avec succès. De plus, les résultats démontrent une réduction significative des défauts reliés aux déchirures à chaud et les performances mécaniques sont supérieures aux exigences de l'industrie automobile. Entre autres, les propriétés en fatigue des deux meilleurs alliages modifiés 206 étaient supérieures à celles d'un alliage A357 de fonderie et se rapprochaient de celles d'un alliage AA6061 forgé. Actuellement, il n'y a tout simplement pas d'application connue pour la coulée sous-pression avec l'alliage 206 {Liquid Die-casting). Ceci est principalement dû à la forte propension à la fissuration à chaud et les limitations face à la géométrie des pièces et l'assemblage subséquent. Cette étude a permis de démontrer qu'en plus de produire des pièces avec une microstructure semi-solide pour de larges variations de compositions chimiques, le procédé de rhéomoulage SEED offre la possibilité d'obtenir des pièces saines {Sound Part) et de géométrie complexe. Les conclusions de ces travaux démontrent des progrès significatifs en identifiant les principaux facteurs reliés à la faisabilité de pièces de haute performance avec l'alliage 206 à partir du procédé SEED. Cette recherche constitue donc un travail de fond sur les développements de nouveaux alliages Al-Cu pour les procédés de semi-solide et, du même coup, à l'expansion de l'aluminium pour des applications de haute performance. N. B. Le présent mémoire fait partie d'un projet de recherche élaboré par la Chaire industrielle de recherche CRSNG et RIO TINTO ALCAN sur les nouvelles avenues en métallurgie de la transformation de I 'aluminium (CIMTAL).

Les alliages aluminium-silicium-cuivre (Al-Si-Cu), particulièrement les alliages du type 319, sont couramment employés dans les applications automobiles en raison de leurs excellentes propriétés mécaniques et caractéristiques de coulabilité. Une étude approfondie reliée à l'investigation du comportement de la précipitation de la phase CuAl2 dans divers alliages de type 319 contenant des éléments alliés dont les strontium (Sr), fer (Fe) et phosphore (P), et sa dissolution durant la mise en solution à 505°C pour des temps allant jusqu'à 100 heures, fut effectuée dans le présent travail. De plus, l'effet du CuAl2 et d'autres intermétalliques sur la performance de l'alliage soumis à deux conditions de traitements thermiques différentes (i.e., T5 et T6) a aussi été investi gué à travers un examen des propriétés de traction et d'impact. En comparant les résultats expérimentaux, des conclusions furent tirées en termes des paramètres de solidification optimaux des éléments alliés, et des conditions de traitement thermiques (viz., modification au Sr, contenu en Fe, taux de refroidissement et condition T6). Les comportements de fracture des alliages 319 de base et des alliages 319 modifiés au Sr et contenant -1.2% Fe furent aussi comparés à travers une étude des surfaces des échantillons d'alliages correspondants. Les résultats révèlent explicitement que le traitement de mise en solution joue un rôle critique dans la dissolution de la phase CuAl2. La modification au strontium mène à la ségrégation de la phase CuAl2 à l'extérieur des régions eutectiques des alliages Al-Si, ce qui ralentit sa dissolution durant la mise en solution. De plus, le phosphore a un effet négatif sur la dissolution du O1AI2 en raison de sa solubilité dans les particules de CuAl2 et la formation de particules d'oxydes (Al,P)02 qui agissent en tant que sites de germination pour la précipitation de la phase CUAI2 de type bloc. Cependant les plaquettes de la phase de fer B-Al5FeSi présentes dans la structure agissent en tant que sites préférentiels de précipitation pour les particules de la phase de cuivre, et ainsi diminue le degré de ségrégation et accélère leur dissolution. Le taux de refroidissement est le paramètre le plus efficace pour contrôler les propriétés mécaniques des alliages 319 étudiés. Les propriétés de traction et d'impact augmentent toutes deux avec une augmentation du taux de refroidissement (i.e., une diminution de la valeur de l'espace inter dendritique secondaire (DAS) peu importe la composition de l'alliage ou le traitement de mise en solution (T5 et T6). Les alliages modifiés au strontium montrent des valeurs beaucoup plus élevées de limite ultime et de ductilité en raison du changement de morphologie des particules de silicium eutectiques à partir d'une forme grossière de flocon jusqu'à une forme fibreuse fine. Des additions de fer et de phosphore ont toutes deux un effet préjudiciable sur les valeurs de limite élastique et de ductilité, en raison de la présence des plaquettes de B-Al5FeSi et des particules d'oxydes (A1,P)O2, respectivement. L'addition de fer mène à une précipitation accentuée de plaquettes fragiles de (3-Al5FeSi qui agissent en tant que sites préférentiels de fissuration et qui réduisent dramatiquement les propriétés d'impact, peu importe la valeur de l'espace inter dendritique (DAS). La modification au strontium et la sphéroidisation des particules de silicium peuvent compenser pour la perte en énergie d'impact causée par la présence de grandes plaquettes aciculaires de B-Al5FeSi résultant de l'addition de -1.2% Fe. Comparativement au traitement T5, les alliages étudiés révèlent des valeurs plus grandes de propriétés mécaniques sous des conditions T6 en raison de la sphéroidisation partielle des particules de silicium et la dissolution et redistribution de la plupart des particules de CuA^ à l'intérieur de la matrice aluminium. Ainsi, plus de cuivre est disponible pour agir comme agent de renforcement durant le vieillissement artificiel. L'initiation des fissures se produit habituellement par la fragmentation des particules de silicium et des plaquettes de B-Al5FeSi, et la fissure se propage à travers le clivage des plaquettes de B-Al5FeSi, la fracture du CuAl2 non dissous ou d'autres intermétalliques de cuivre, aussi bien que par les particules de silicium fracturées. Dans les alliages 319 modifiés au strontium, les fissures sont principalement initiées par la fragmentation ou le clivage de la phase P-Fe, en plus de celle des particules grossières de silicium et d'intermétalliques de cuivre non dissous.

Avec leurs caractéristiques de basse masse volumique, de bas point de fusion, d'excellente coulabilité et de bonne résistance à la corrosion, les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont intensivement utilisés dans les applications d'automobiles. Les pièces produites à partir de ces alliages s'étendent dans plusieurs utilisations, à savoir, des blocs de moteur, des culasses et des roues. Deux des alliages commerciaux les plus populaires utilisés dans de telles applications sont les alliages de type A3 5 6 et 319, appartenant respectivement aux systèmes Al-Si-Mg et Al-Si-Cu. La qualité et les propriétés des pièces coulées sont déterminées par la qualité de leur microstructure, commandée par de divers paramètres tels que l'espace interdendritique (DAS, contrôlé lui même par le taux de solidification), le degré de modification de silicium eutectique et le degré d'affinage de grain, et la quantité de microporosités, d'intermétalliques et d'inclusions observées dans la microstructure. Parmi ces derniers facteurs, le taux de solidification est le plus important, car il affecte directement ou indirectement presque tous les autres paramètres microstructuraux. La modification de la morphologie du silicium eutectique de la forme aciculaire à une forme fibreuse est habituellement effectuée par l'addition du strontium (Sr) pour améliorer la ductilité de l'alliage. Les intermétalliques qui sont présents généralement en ces alliages sont les intermétalliques du fer B-Al5FeSi et a-Al5(Fe, Mn)3Si2, plaquettes, Mg2Si et, dans le cas des alliages 319, les intermétalliques de cuivre, CuAl2. En raison de leur fragilité, les intermétalliques de fer dont la nature est sous forme de plaquettes peuvent être tout à fait délétères aux propriétés de l'alliage, de même la présence de la porosité, en particulier en termes de qualité extérieure et solidité. Le but du travail actuel est d'étudier les paramètres métallurgiques contrôlant l'évolution microstructurale dans les alliages de type Al-Si-Mg et Al-Si-Cu, à l'aide de la détermination des caractéristiques microstructurales des alliages de type A356 et 319 directionnellement solidifiés en fonction de la teneur du fer, de l'addition du Sr (250 ppm) et de taux de refroidissement. Les teneurs en fer choisies varient de 0.12 (% en poids) à 0.8 (% en poids), et couvrent la gamme des niveaux de Fe trouvée dans les alliages commerciaux. L'utilisation d'un moule d'extrémité froide a fourni différents taux de refroidissement le long de la taille de la même pièce coulée, les valeurs de DAS qui ont changé de ~ 23 à 85 um, correspondant aux niveaux de 5, 10, 30, 50 et 100 mm au-dessus de l'extrémité froide. Les effets de ces variables sur la précipitation de la phase de B-Al5FeSi, les caractéristiques de la structure dendritique a-Al, la modification du silicium eutectique et la formation de porosité ont été examinés en détail. Diverses techniques ont été employées pour la caractérisation microstructurale et l'identification des phases, y compris le microscope électronique optique et de balayage, la microsonde électronique a couplés avec des rayons X d'énergie dispersive (EDX), la spectroscopie de longueur d'onde (WDS), ainsi que l'analyse thermique. Un analyseur d'image a été utilisé en même temps que le microscope optique pour la quantification. Une analyse des résultats obtenus prouve que la quantité de fer présente dans l'alliage affecte la taille des plaquettes de B-Al5FeSi et de leur distribution, en particulier avec un faible taux de refroidissement. L'addition du strontium mène à la fragmentation de ces (3-plaquettes co-eutectiques ou post-eutectiques. Cet effet diminue avec l'augmentation de la concentration en fer, et davantage d'addition de strontium mène à la précipitation des particules de type Al2Si2Sr, au lieu de fragmenter les plaquettes de fer. On observe un minimum de porosité dans les alliages dont le pourcentage en poids de fer est de ~ 0.4 (cas de l'alliage 319) et de ~ 0.4 ou 0.6 (cas de l'alliage 356) dû aux améliorations de la fluidité d'alliage. Avec l'augmentation du contenu de fer au dessus de ces niveaux, la porosité est également augmentée, en raison de l'augmentation de la taille des plaquettes de fer et de l'obstacle accru dans le métal fondu. La porosité observée à n'importe quel niveau donné de fer est la résultante de la concurrence entre ces deux facteurs, c.-à-d., fluidité et taille de B-plaquettes, et dépend de la perméabilité des régions interdendritiques. Bien que les branches de la phase B-Al5FeSi mène à la formation de porosité, ces mêmes plaquettes, d'autre part, limitent également la croissance des pores. En général, le pourcentage de porosité, l'aire maximum et la longueur maximale de pore augmentent avec l'augmentation des longueurs moyennes des plaquettes du B-Al5FeSi dans les alliages 356 et 319. Dans les alliages modifiés par le strontium, la formation de porosité est fréquemment associée aux oxydes de strontium (des particules ou films), aussi bien qu'aux plaquettes de B-Al5FeSi. Ces oxydes (avec une composition stoechiométrique proche de Al2SrO3) sont formés pendant la coulée du métal liquide, et ce est dû à l'affinité élevée de l'oxygène du strontium, et sont difficiles à s'enlever par l'intermédiaire d'un dégazage. La morphologie du pore (ronde ou irrégulière) est déterminée par la forme de l'oxyde, à savoir, particules ou films épais très bien dispersés. Des pores ronds sont également observés entourés par des régions eutectiques d'Al-Si. Les films d'oxyde d'aluminium emprisonnés dans le métal fondu mènent à la formation des pores plus bruts et plus profonds que ceux formés d'oxydes de strontium. Ces pores peuvent également être liés l'un avec l'autre, et sont caractérisés par la présence du métal solidifié emprisonné dans les films d'oxyde d'aluminium, près de la périphérie. La forme de ces pores est commandée par la quantité de gaz emprisonné avec les pores pendant la solidification. Les oxydes d'aluminium et de strontium agissent également en tant que des emplacements ou sites favorables pour la précipitation d'autres microconstituants, comme par exemple, la phase de B-Al5FeSi. Pour des mêmes concentrations en fer et des conditions de taux de refroidissement, les alliages de type 319 montrent des pores de plus grandes tailles que ceux dans les alliages de types 356, et ce est dû à leur plus long temps de solidification. En ce qui concerne la dimension particulaire de silicium, le temps de solidification est aussi important que l'addition de strontium dans les alliages contenant un grand nombre d'éléments d'alliage (à savoir, 319 contre alliage 356). La modification de strontium s'avère plus efficace dans l'alliage 356 que dans l'alliage 319, en raison de la différence dans tout le temps de solidification. L'addition des éléments d'alliage tels que le magnésium et le cuivre aux alliages d'Al-7%Si, comme aussi l'addition du strontium, diminue la température de solidification silicium eutectique. Dans les alliages modifiés par le strontium, la phase dendritique primaire a-Al change de forme, à savoir, des rangées parallèles à une structure equiaxe, avec des longueurs de dendrites primaires plus courtes. Les longueurs des dendrites secondaires sont commandées par le rejet des atomes de corps dissous devant les dendrites croissantes pendant la solidification. Plus la teneur en éléments d'alliage est élevée (cas de l'alliage 319), plus la taille de cellules de dendrite est petite. Le fer Fe aide à modifier les particules eutectiques de silicium dans les alliages non modifiés, en particulier à bas taux de refroidissement. Plus le niveau de fer est élevé, plus les particules de silicium sont fines. Dans les alliages modifiés par le strontium, la présence du fer équilibre l'augmentation de la dimension particulaire de silicium avec l'augmentation de DAS, c.-à-d., diminution du taux de refroidissement, ayant pour résultat plus ou de moins de dimensions particulaires uniformes de silicium, indépendamment de la composition en alliage (c.-à-d., alliage 356 ou 319). Le silicium précipite sur les plaquettes de B-Al5FeSi, que ce soit l'alliage modifié ou pas, ou le niveau de fer soit bas ou élevé. Cependant, l'augmentation de la superficie des plaquettes de B-Al5FeSi fournit plus d'emplacements de nucléation pour les particules de silicium et, par conséquent, une amélioration dans leur dimension particulaire. La surmodification des particules de silicium a lieu quand les précipités excessifs de strontium sous forme d'Al2Si2Sr prennent naissance pendant des réactions co-eutectiques ou post-eutectiques. Ces particules d'Al2Si2Sr sont de forme polygonale et sont incohérentes avec la matrice. La phase d'Al2Si2Sr peut également être précipitée directement dans la fonte quand le niveau de strontium est suffisamment élevé, dans ce cas les particules prennent la forme de short, d'aiguilles fines ou de tiges. La précipitation d'Al2Si2Sr co-eutectique a comme conséquence l'absorption de tout le strontium des régions dans lesquelles cette phase se produit. Ces régions deviennent pauvres en strontium, et toutes les particules de silicium se trouvant dans les bords ou côtés demeurent ainsi non-modifiées. La présence des particules grossières de silicium est donc tin résultat de leur état non modifié, plutôt qu'en raison d'un retour de la morphologie fibreuse à la forme de plaquettes. Le mécanisme de l'effet du fer sur la modification du silicium eutectique dans les alliages traités par le strontium peut être proposé comme suit. Dans les conditions de sous modification, les plaquettes de B-Al5FeSi se précipitent dans un bain de liquide Al-Si-Sr, où le strontium adhère à la surface des plaquettes. Les particules de silicium nucléés sur les plaquettes de P-A^FeSi sont ainsi très fines (1-2 um). Cependant, ailleurs dans la matrice, les particules de silicium demeurent non modifiées (longueur moyenne ~ 9-12 um). Dans les conditions de bonne modification, les particules d'Al2Si2Sr sont non modifiées, et ce est dû à l'épuisement du strontium dans ces secteurs, tandis que celles ailleurs dans la matrice sont bien modifiées. En conclusion, la présente étude a essayé de présenter une compréhension détaillée des processus et des phénomènes réels impliqués dans l'évolution de la microstructure des deux alliages populaires en l'industrie de l'automobile, tenant compte de la gamme des niveaux de fer généralement obtenu dans les alliages commerciaux, et des interactions qui résultent quand de tels alliages sont soumis aux procédures normales de traitement et de solidification du métal liquide suivies dans la production des pièces coulées. On s'attend à ce qu'une telle compréhension fournisse les moyens d'améliorer la commande la microstructure et, par conséquent, la qualité de produits finis obtenus.

Le ferrosilicium est un composé métallurgique formé principalement de fer et de silicium. Il est utilisé comme additif pour la préparation des aciers et des fontes. Ajouté à la toute fin, il libère une grande quantité d'énergie au bain et joue le rôle de désoxydant tout en incorporant le silicium nécessaire. Malgré les difficultés reliées à la production des ferroalliages, ce projet a pour but de comprendre et classifier les phénomènes de perte de métaux réactifs lors de l'élaboration de ferroalliage. Afin d'identifier tous les paramètres importants, la séquence d'opérations proposée est établie comme étant : la coulée de ferrosilicium, l'ajout des additifs à la station d'affinage, l'immersion des métaux réactifs, les opérations après immersion, la coulée en couche mince et finalement, le concassage. Cette séquence d'opérations doit évidemment respecter la santé-sécurité et le matériel mécanique. Avec l'aide de la littérature et lors des nombreuses analyses, la chimie du ferrosilicium, les paramètres et les réactions tels que la quantité et la chimie de la scorie, la méthode d'immersion, les réactions d'oxydation lors de la coulée en couche mince et le concassage ont été identifiés comme paramètres prédominants pouvant influencer la déperdition en éléments réactifs. Suite à ces identifications, certains essais ont permis de confirmer et parfois d'améliorer le processus d'élaboration des ferroalliages. Selon un ordre décroissant d'impact sur le recouvrement du magnésium, les paramètres prédominants sont la scorie, l'oxydation à la coulée en couche mince, la chimie du ferrosilicium et le concassage. En ce qui attrait au strontium, il s'agit plutôt de la scorie, l'oxydation à la coulée en couche mince, la flottaison des rondelles, la chimie du ferrosilicium puis le concassage. Selon cette étude, la scorie riche en oxyde influence le recouvrement des métaux réactifs. Ces derniers ont une forte tendance à désoxyder les oxydes moins stables pour se retrouver sous forme d'oxyde de magnésium ou d'oxyde de strontium. Le magnésium et le strontium s'oxyde également lorsqu'en long contact avec l'air lors de la coulée en couche mince. La chimie du ferrosilicium avant l'immersion des métaux réactifs joue également un rôle important. Selon sa composition, il sera plus ou moins facile de stabiliser les métaux réactifs en formant des phases permanentes. Contrairement aux croyances, le concassage affecte le teneur en oxyde métallique et non la teneur en métal actif ce qui, en quelque sorte, améliore l'efficacité du procédé. Dans le cas particulier du strontium, l'analyse des immersions a démontré que l'utilisation de rondelle non retenues est néfaste pour le recouvrement. Une simple plaque d'acier empêchant ces rondelles de flotter a permis d'obtenir un recouvrement équivalent.

La galvanisation des tôles d'acier est un procédé où l'écoulement ainsi que le transport de l'aluminium dans le bain de zinc liquide peuvent affecter la formation de la couche inhibitrice. Une revue de la littérature sur les travaux effectués pour comprendre l'écoulement et le transport de l'aluminium dans le bain a été effectuée. La complexité de l'écoulement dans le bain a été démontrée par des travaux antérieurs qui ont été fait en utilisant majoritairement la visualisation de l'écoulement à l'aide de modèles à eau et la modélisation numérique par éléments finis. Le présent projet consiste à compléter la compréhension de l'écoulement dans la cuve de galvanisation en utilisant trois outils spécifiques soit, la modélisation numérique, la modélisation physique et des tests industriels. Chacun des essais et calculs effectués à l'aide de ces trois méthodes a permis de valider le modèle numérique, de mieux détailler l'effet de certains paramètres sur l'écoulement et aussi de voir l'effet d'additions et de changements de température dans un bain industriel. L'étude de l'écoulement du bain de galvanisation a été effectuée à l'aide d'un modèle à eau et d'un modèle numérique. Le modèle à eau a servi à visualiser l'écoulement dans la cuve à l'aide d'un faisceau et de fluorescéine comme traceur. De nombreux plans ont été enregistrés sur cassette vidéo. L'observation de l'écoulement montre que la présence ou l'absence des rouleaux affecte l'écoulement, particulièrement pour les temps de mélange de la cuve. De la même façon, la présence d'une plaque déflectrice modifie les temps de mélange et agit comme une section de prémélange. L'angle d'inclinaison de la courroie modifie aussi l'écoulement en agrandissant la zone morte de l'arrière. Les observations ont aussi montré que l'écoulement est parfois asymétrique. La visualisation de l'effet de la présence des couteaux à air sur l'écoulement dans le bain a permis de conclure que ceux-ci ne contribuaient pas de manière significative au mélange. Il est donc inutile d'ajouter leur présence au modèle numérique. Les mesures de vitesse dans le bain à eau montrent un profil d'écoulement semblable à celui calculé dans le modèle numérique. La principale différence réside dans l'amortissement que subit la grandeur de la vitesse lorsqu'on s'éloigne des zones de grandes perturbations, soit près des rouleaux et de la feuille. Un maillage plus raffiné ainsi qu'un modèle de turbulence qui épouse mieux l'écoulement sont à suggérer pour les modifications ultérieures. Les calculs de turbulence ont montré que l'écoulement est beaucoup plus turbulent près de la feuille et des rouleaux que dans le reste du bain. De plus, au centre du bain l'écoulement est plus turbulent qu'au bas du bain. La modélisation numérique de l'ajout d'inducteurs montre que ceux-ci peuvent affecter seulement de façon très légère l'écoulement à l'arrière du bain. Il est suggéré d'inclure l'effet thermique au modèle pour vérifier si cet effet reste négligeable. Les tests industriels ont permis de confirmer que la température affecte la teneur en aluminium du bain et la formation des intermétalliques. Les mesures de l'aluminium effectif ont permis de voir que la région arrière du bain est très peu agitée et que celle de l'avant l'est plus. Finalement, l'ensemble de cette étude permet de conclure que la modélisation numérique de l'écoulement dans une cuve de galvanisation, à l'aide de la méthode des éléments finis, peut être utilisée et qu'elle est représentative de l'écoulement rencontré en pratique.

Les composites à matrice métallique (CMM) et particules de SiC offrent potentiel de résistance, de module de Young et de tenue à l'usure supérieurs à ceux obtenus couramment par les alliages conventionnels. Le mélange de particules de carbure de silicium au métal liquide est considéré, en principe, pour être la manière la plus directe et la plus économique de production des CMM où le matériau composite peut être transformé directement en pièce moulée. Dans le présent travail, certains facteurs importants influençant la microstructure et les propriétés finales des composites contenant 10% (volumique) de particules de SiC sont particulièrement étudiés. Ces facteurs comprennent la quantité de silicium de 1' alliage de la matrice (7 et 10% en masse), la vitesse de refroidissement qui influencent la distribution des particules et l'effet de renforcement. L'effet du traitement thermique de mise en solution (T4) sur les deux alliages F3A.10S et F3S.10S est étudié. La mise en solution est effectuée à une température de 540°C, le temps de mise en solution étant de 4, 8,12 et 24 heures. Les températures et le temps de vieillissement varient respectivement de 155 à 160°C et de 5 à 24 heures. Les paramètres étudiés sont la limite élastique, la limite ultime, l'allongement à la rupture. L'examen métallographique montre un développement graduel de la structure de l?eutectique, suite au traitement de mise en solution. Le traitement de mise en solution optimal se situe autour de 540°C pour des temps de l'ordre de 8 à 12 heures. Pendant le traitement de mise en solution, nous observons un phénomène de sphéroïdisation du silicium (forme, aspect ratio et taille en um2) et une mise en solution du magnésium avec une stabilisation des propriétés mécaniques (résistance à la traction). Durant le traitement de vieillissement, il y a précipitation de composé Mg2Si qui influence les propriétés mécaniques finales.

Ce mémoire porte sur l'étude du comportement statique et dynamique d'un prototype de remorque à pleine échelle. À des fins de comparaisons ainsi qu'afin de prévoir les résultats attendus, un modèle analytique 2D à 9 degrés de liberté et un autre 3D à 16 degrés de liberté sont développés. Un simulateur est programmé à l'aide de Matlab/SIMULINK puis excité par un profil de piste développé par PSD (Power Spectral Density) et représentant les irrégularités du tablier d'une route secondaire. Le prototype est instrumenté par des jauges de déformations ainsi que par des modules IMU (Inertia Measurement Unit). Ces instruments permettent de connaître l'état des contraintes dans les parties critiques de la structure ainsi que de déterminer l'impact des effets de la dynamique sur la remorque. La validation du nouveau concept de structure est donc effectuée par la réalisation d'essais de chargements, d'essais STEP et d'essais routiers. Ces essais, suffisants et nécessaires, ont permis de fournir au constructeur des recommandations en vue de la construction d'un second prototype qui sera mis en fonction.

Les alliages aluminium-silicium, particulièrement à la composition eutectique, sont souvent employés dans l'industrie de l'automobile en raison de leur de faible densité relative à des matériaux traditionnels. Les propriétés mécaniques de tels alliages sont déterminées principalement par les constituants microstructuraux de leur structure après la coulée, les morphologies et les quantités de leurs phases intermétalliques. Dans l'état non modifié, les alliages Al-Si montrent un silicium eutectique ayant une forme aciculaire ou lamellaire, de ce fait, ces alliages ont tendance à montrer de faibles résistance et ductilité. Ainsi, les alliages avec une structure principalement eutectique doivent subir la modification afin d'assurer des propriétés mécaniques adéquates. La qualité de du produit coulé peut être améliorée par affînement des grains, ceci permet de réduire la taille des grains primaires de la phase a-aluminium qui solidifie autrement dans une structure de grain grossière. La production des alliages Al-Si avec une stracture et des propriétés mécaniques améliorées implique l'application de deux processus principaux : (i) addition de tels éléments d'alliage comme Mg, Cu, Mn, et autres éléments semblables, pendant l'état liquide; et (ii) traitement thermique. Les éléments de microalliage ou éléments de trace utilisés dans les alliages commerciaux d'aluminium sont de 0.5 à 1.0 % en poids de Pb, Bi, Sn et In, qui ont peu ou pas de solubilité en aluminium, c.-à-d. ils ont des coefficients de distribution extrêmement bas. L'influence du fer (0.5-1 % en poids), du manganèse (0.5-1 % en poids), du cuivre (2.25- 3.25 % en poids), et du magnésium (0.3-0.5 % en poids), aussi bien que celle des éléments Pb, Bi, Sn, et In, sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l'alliage préeutectique Al-10.8%Si modifié et raffiné a été étudiée dans deux conditions, à savoir, tel que coulé et application d'un traitement thermique. Les alliages en fusion ont été versés dans (a) un moule métallique graphite-enduit rectangulaire de forme L préchauffé à 450 °C pour des mesures métallographiques et de dureté ; et (b) un moule permanent de type ASTM B-108 et (c) un moule d'essai au choc d'acier doux pour produire les échantillons du test nécessaire. L'évaluation microstructurale a été effectuée en utilisant la microscopie optique en même temps que l'analyse d'image pour la quantification. L'identification de phase a été effectuée en utilisant la microsonde électronique (EPMA), couplé aux équipements d'EDX et de WDS. Les barreaux d'essai ont été divisés en sept jeux : un ensemble a été gardé dans la condition de tel que coulé, alors que les six autres ensembles étaient traités thermiquement, une mise en solution à 495°C pour 8 h, puis une trempe dans l'eau chaude à 65°C, suivi d'un vieillissement artificiel à 155 °C, 180 °C, 200 °C, 220 °C, et 240°C, respectivement, pendant 5 heures (c.-à-d. les traitements T6 et T7). Les propriétés mécaniques ont été évaluées à la température ambiante par la dureté, les propriétés de traction et d'impact pour les deux conditions, tel que coulé et application du traitement thermique. Les mesures de dureté ont été effectuées en utilisant un appareil de contrôle brinell de dureté. Des propriétés de traction ont été déterminées à l'aide d'une machine d'essai mécanique de Servohydraulic MTS. Les propriétés d'impact ont été évaluées à l'aide d'une machine de test d'impact Charpy. En matière de l'addition des éléments d'alliage, les résultats prouvent que l'effet de modification du Sr diminue à mesure que la quantité de cuivre et de magnésium supplémentaires est augmentée, en raison des interactions entre ces éléments, ce qui cause une ségrégation grave des phases d'A^Cu dans les secteurs loin du silicium eutectique modifié et change la séquence de précipitation de la phase «-Ali5(Fe,Mn)3SÍ2 d'une réaction post-dendritique à pré-dendritique où l'intermétallique est observé pour se produire dans les dendrites d'à-AL Dépendant de la teneur en Fe et en Mn dans l'alliage, une grande variation dans la phase a est observée sous forme de particules formées polyhédrales connues sous le nom de « sludge ». La phase d'A^Cu est vue pour se dissoudre presque totalement pendant le traitement thermique de mise en solution, alors que les phases AlsCuaMggSió et les phases intermétalliques du fer 0f-Ali5(Fe,Mn)3SÍ2 s'avèrent pour persister pour tous les alliages étudiés, particulièrement ceux qui contiennent les niveaux élevés du Mg et du Fe. La phase intermétallique de fer de B-Als(Fe,Mn)3Si se dissout partiellement dans les alliages modifiés par le Sr, et sa dissolution devient plus prononcée après traitement thermique de mise en solution. Pour les alliages soumis à un traitement thermique, un vieillissement maximal est réalisé à 180 °C, bien que l'index de la plus haute qualité corresponde à la température du vieillissement 155 °C, et ce est pour tous les alliages étudiés. En conséquence, 155 °C peut être considéré comme traitement de vieillissement optimal. À 0.5% Mn, la phase P-Fe forme quand le contenu de Fe est au-dessus de 0.75%, entraînant une diminution massive au niveau des propriétés mécaniques. Le même résultat est obtenu quand les niveaux du Fe et du Mn sont augmentés au delà de 0.75%, en raison de la formation du résidu « sludge ». D'autre part, les propriétés mécaniques des alliages contenant du cuivre sont affectées légèrement aux niveaux élevés du magnésium en raison de la formation de la phase AlsCu2Mg8SÍ6 qui diminue la quantité de magnésium libre disponible pour former la phase d'AkCuMg. Le contour courbé de la corrélation entre 1TJTS (limite ultime) et l'allongement observé pour tous les alliages soumis au vieillissement reflète la transition d'une forte corrélation dans les conditions sous-vieillissement et vieillissement maximal liée à la faible corrélation associée avec la condition de survieillissement. L'énergie d'impact de Charpy de l'alliage Al-10.8%Si est influencée par sa microstructure qui dépend fortement de la composition d'alliage. La morphologie du silicium fibreux en alliages modifiés par le Sr augmente la dureté en raison de son effet fondamental sur le déclenchement des fissures et la résistance de propagation de fissure. Dans les alliages contenant ?1% de fer et 1% ou 0.5% Mn, l'addition du fer mène à une plus grande précipitation du résidu et des plaquettes p-Fe, respectivement; ces particules intermétalliques agissent en tant qu'emplacements de déclenchement de fissures et réduisent les propriétés d'impact considérablement. Dans les alliages contenant des niveaux élevés en cuivre, le niveau de Cu accru abaisse les propriétés d'impact de manière significative, puisque le comportement de rupture est maintenant également influencé par la phase d'A^Cu en plus des particules de silicium. Indépendamment de la composition d'alliage, le tracé combiné de l'énergie d'impact et le pourcentage d'élongation montre des relations linéaires pour tous les alliages, que ce soit dans la condition tel que coulé ou traité thermiquement. Des modèles de régression multiples ont été développés afin de prévoir l'influence des variations compositionnelles sur les propriétés mécaniques (L.U, L.É, %A, et Ex) de l'alliage Al-10.8%Si soumis à un traitement T6. Ces équations, sous forme de formules d'interpolation, fournissent des informations sur l'effet conjugué aussi bien que sur les effets conjugués de changer individuellement les additions d'élément d'alliage faites à l'alliage. Les équations montrent que l'augmentation de la teneur de Cu, de Mn et de Mg résulte de l'augmentation de la dureté et de la résistance à la traction. Le cuivre apporte la contribution la plus élevée de chacun des trois éléments à la résistance pour la gamme de composition étudiée, alors que le fer a des effets délétères sur les propriétés mécaniques de l'alliage. Chacun des quatre éléments réduit l'élongation et la dureté, avec du Cu ayant l'effet le plus intense. L'analyse détaillée indique que l'interaction des coefficients ne semble pas contribuer de manière significative aux propriétés mécaniques des alliages. L'exactitude des équations a été vérifiée contre les résultats expérimentaux dans les gammes de la variation des variables étudiées. Ces équations peuvent être employées pour prévoir les propriétés d'alliage dans ces marges de variation. En ce qui concerne l'addition des éléments de trace, les résultats prouvent que l'addition individuelle du Pb n'a aucun effet significatif sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l'alliage Al-10.8%Si dans les deux conditions, tel que coulé et traité thermiquement. L'addition du Bi contrecarre l'effet de modification du Sr, menant à un grossissement notable des particules eutectiques de silicium, tandis que des précipités en étain comme [3-Sn sont observés dans le réseau d'A^Cu quand Fétain est ajouté individuellement à l'alliage. Une addition combinée de Pb et le Bi à l'alliage Al-10.8%Si entraîne une précipitation en tant que des cristaux primaires de Bi enveloppés par la phase PbaBi et fournit de meilleures propriétés mécaniques dans l'alliage tel que coulé et vieilli artificiellement que l'addition combinée du Bi et du Sn. Une étude séparée a été effectuée sur les alliages B319.2 et A356.2 modifiés et affinés afin d'étudier l'effet de l'ajout de Sn en faibles quantités (moins de 0.15 % en poids) sur la microstracture, et par conséquent sur la performance d'alliage sous différentes conditions de traitement thermique (T5 et T6), aussi bien que dans la condition de tel que coulé. Les barres d'essai ont été divisées en trois jeux : un ensemble a été maintenu dans la condition tel que coulé, le deuxième ensemble était soumis à un traitement thermique de mise en solution à 495 °C/8 h pour les alliages B319.2 et à 540 °C/8 h pour les alliages A356.2, puis les alliages ont été trempés dans l'eau chaude à 65 °C, suivi d'un vieillissement artificiel à 180 °C pendant 5 heures (c.-à-d. traitement thermique T6). Le troisième ensemble était soumis à un traitement thermique de type T5 à 175 °C pendant 10 heures. Les résultats expérimentaux prouvent que, dans l'alliage B319.2 l'alliage, les précipités de Sn sont de forme de particules de Sn (p-Sn) dans le réseau d'AbCu, et ils sont comme des particules minuscules (300 ~ 500 nm) de type Mg2Sn sur les particules eutectiques de silicium. Cependant, dans l'alliage A356.2, Sn précipite principalement comme Mg2Sn sous la forme d'écriture chinoise. La ductilité et la dureté des alliages B319.2 et A356 tel que coulés sont sensibles aux variations du contenu de Sn, alors que la limite d'élasticité demeure pratiquement inchangée. La ductilité et la dureté plus élevées des alliages contenants du Sn dans la condition tel que coulé peuvent être attribuées principalement à l'état de contrainte-tension dans la matrice associée à la finesse des phases de Sn. Il peut être également observé que la dureté et la résistance des alliages B319.2 et A356.2 tel que coulé et soumis à un traitement thermique sont réduites légèrement par Sn, un fait qu'on pense qui est dû au ramollissement des phases en étain.

En tant qu'une des familles principales des alliages d'aluminium, les alliages Al-Si offrent une excellente coulabilité, une bonne résistance à la corrosion et des bonnes propriétés physiques et mécaniques. L'alliage A356.2 commercialement populaire, appartenant au système Al-Si-Mg, a d'excellentes caractéristiques de coulée, soudabilité, étanchéité de pression et résistance à la corrosion. L'alliage est généralement soumis à un traitement thermique (traitement T6) pour fournir de diverses combinaisons des propriétés de traction et physiques qui sont attrayantes pour plusieurs d'applications en industrie de l'automobile et de l'aérospatiale telles que des blocs de moteur, des têtes de cylindre et des roues. De tels composants critiques exigent que les pièces coulées présentent des propriétés conformes de résistance et de ductilité dans tout le matériel solidifié. Il est bien connu que la morphologie des particules eutectiques de silicium dans les alliages Al-Si soit un facteur principal qui détermine les propriétés mécaniques de ces alliages. Dans les conditions de tel que coulé, la microstructure d'alliage contient des particules fragiles et aciculaires de silicium sous forme de plaquettes avec des côtés pointus aux extrémités. D'un point de vue mécanique, la présence de telles particules sous forme plaquettes dégradera les propriétés mécaniques parce que des efforts inhérents seront centralisés sur les côtés et les extrémités pointus, ce qui entraîne une rupture rapide. D'autre part, si les particules eutectiques de silicium sont obtenues sous une forme fine et fibreuse (silicium fibreux), une telle morphologie contribue aux meilleures propriétés de traction avec des valeurs légèrement plus élevées de résistance à la traction finale et à des valeurs de ductilité considérablement plus grandes. En plus de la taille et de la forme des particules eutectiques de silicium, la taille de grain et le DAS (espacement de bras de dendrite) sont également importants pour les propriétés de l'alliage. Le DAS est déterminé par le taux de refroidissement. En effet, des taux de refroidissement plus élevés mènent à une taille de grain plus fine et à une plus petite valeur de DAS qui améliorent les propriétés. Tandis qu'un taux de refroidissement élevé peut également produire des particules eutectiques de silicium plus fines, leur morphologie, cependant, demeure la même (c.-à-d. aciculaire). La modification ou le changement de la morphologie de particules de silicium d'une forme aciculaire à une forme fibreuse est habituellement provoquée en ajoutant un modificateur au métal liquide. Pour cet effet, le strontium est généralement utilisé sous forme d'alliage mère d'Al-10%Sr. Le rôle du strontium est d'affecter principalement la nucléation et la croissance de la phase de silicium en développant un habillage efficace d'impureté devant la croissance de silicium présent dans l'alliage solidifié. Par la suite, cet habillage d'impureté produit des particules fines de silicium qui contiennent une forte densité. Les particules fines de silicium peuvent également être produites en utilisant d'autres moyens, par exemple un taux de refroidissement élevé, traitement de mise en solution ou un traitement thermique du liquide. Un taux de refroidissement élevé a comme conséquence un degré élevé de surfusion décalant le point Al-Si eutectique de l'alliage à une plus basse température. Le taux de refroidissement élevé mène à la formation des particules plus fines de silicium comparées à un taux de refroidissement bas. Autres moyens pour obtenir des particules fines de silicium est l'utilisation du traitement thermique du liquide, ou le processus de MTT. Dans ce cas-ci, l'utilisation de basses et de hautes températures pour l'alliage produit une structure fine de silicium. L'effet de modification est réalisé par des noyaux résultant de la dégénération de grands amas d'atomes et quelques solides réfractaires dans la basse température quand l'alliage est chauffé à hautes températures. Dans ce processus aucune addition d'élément n'est exigée. C'est une technique relativement récente qui semble être une alternative prometteuse à la modification au strontium Sr, car elle n'exige aucune addition d'élément, de ce fait ramenant le risque de porosité accrue normalement liée à l'addition du strontium au métal liquide. L'utilisation de la surchauffe du métal liquide s'avère également un moyen pour produire l'amélioration de la structure eutectique de silicium. Dans ce cas-ci, aussi, la température élevée de la fonte aide à la dégénération des amas d'atomes, fournissant plus de noyaux pour la formation de dendrite d?a-Al fournissant un affinage de la microstructure. Dans les alliages d'aluminium traitables thermiquement, les propriétés mécaniques sont augmentées par l'utilisation des traitements thermiques. Ces derniers qui sont appliqués sur les alliages A356 se composent de trois étapes : un traitement thermique de mise en solution (à 540 °C) pendant un temps indiqué, une trempe (dans l'eau chaude), suivie d'un vieillissement artificiel à 155 °C. La partie de traitement de mise en solution du processus affecte directement les particules de silicium et, dépendant d'un temps optimum de traitement, produit des particules sphéroïdisées de silicium. Des temps plus grands de traitement de mise en solution peuvent mener à des particules aciculaires de silicium. Ainsi, n'importe quel facteur qui peut affecter la morphologie des particules eutectiques de silicium aura un effet sur les propriétés mécaniques des alliages Al-Si. Le but du travail actuel est d'étudier de divers moyens d'obtenir une structure eutectique fine de silicium dans l'alliage A356.2 et d'améliorer de ce fait les propriétés mécaniques de celui-ci. Les effets du taux de refroidissement, la modification au Sr, le traitement thermique de mise en solution et le traitement thermique du métal liquide sur les caractéristiques des particules de silicium de l'alliage A356.2 (Al-7%Si-0.4%Mg) ont été étudiés. Les paramètres des particules mesurés étaient la surface moyenne, la longueur moyenne, le rapport de la rondeur et le rapport longueur/largeur en utilisant l'analyse d'image et la microscopie optique. Basé sur les résultats obtenus à partir des caractéristiques microstructurales, des propriétés de traction (la limite ultime, la limite élastique et l'allongement à la rupture) des échantillons choisis ont été examinées au moyen d'une presse INSTRON universelle pour déterminer l'effet de ces facteurs sur les propriétés mécaniques. Les résultats ont prouvé que les alliages qui ont subi une modification au strontium Sr accompagnée d'une surchauffe et qui ont subi le processus de modification MTT fournissent très bien des particules eutectiques fines de silicium, le processus de Sr-MTT donne de meilleurs résultats de modification. La taille et la morphologie des particules eutectiques de silicium sont affectées par le procédé de modification utilisé. Les alliages SrM, SH et SrMTT coulés montrent des particules fibreuses de silicium bien modifiées, tandis que les alliages MTT qui montrent des particules de silicium, bien que raffinées dans une certaine mesure, maintiennent toujours leur morphologie aciculaire. Le taux de refroidissement affecte la dimension particulaire du silicium eutectique puisque un taux de refroidissement plus élevé produit des particules plus fines de silicium. Cependant, dans la marge des taux de refroidissement fournis par les extrémités froides du moule utilisé dans ce travail, le taux de refroidissement n'affecte pas la morphologie des particules de silicium. Pendant le traitement thermique de mise en solution à 540°C, les particules eutectiques de silicium subissent une fragmentation, une sphéroïdisation, et grossissement affectant la morphologie des particules de silicium. Le processus de sphéroïdisation est déterminé par la taille et la morphologie des particules de silicium dans les conditions tels que coulés. Les alliages subissant une modification au Sr, une surchauffe et un processus de SrMTT avec leurs particules de silicium raffinées ont besoin moins de temps de traitement de mise en solution pour le processus de sphéroïdisation que les alliages non modifiés et alliages MTT. Une analyse des essais de traction pour les diverses coulées de l'alliage A356.2 (NM, SRM, MTT SH et SrMTT) dans la condition tel que coulé montre que le taux de refroidissement et le procédé de modification n?ont aucune influence sur la limite élastique. La limite ultime (UTS) peut être améliorée par SrM, SH, et un traitement de SrMTT. Le processus de MTT n'a aucune influence apparente sur l'UTS. Le traitement de SrM et de SrMTT peut considérablement améliorer le pourcentage de l'élongation à la rupture de l'alliage A356. Les processus SH et de MTT montrent aucune amélioration significative dans le pourcentage de l'élongation. Un pourcentage d'allongement plus élevé peut être produit à un taux de refroidissement plus élevé. L'effet du traitement thermique de mise en solution sur les propriétés de traction des diverses coulées de l'alliage A356.2 peut être résumé comme suit. La limite élastique des diverses coulées de l'alliage A356.2 est sensiblement améliorée après le traitement thermique de mise en solution de 8 h dû à la précipitation de Mg2Si. La limite élastique demeure plus ou moins la même avec un accroissement plus ultérieur à un temps de traitement à 80 h. La limite ultime UTS est également considérablement améliorée dans les 8 premières heures du traitement thermique de mise en solution et reste alors au même niveau avec le temps augmentant jusqu'à 80h. L'amélioration est attribuée à la précipitation de Mg2Si, à la dissolution du silicium dans la matrice d'aluminium et au changement de la morphologie de particules de silicium (sphéroïdisation). La ductilité des alliages A356.2 qui ont subi le processus de NM, SH, et MTT peut être améliorée considérablement avec le traitement thermique de mise en solution (par exemple de ~ 6% dans l'alliage non modifié et dans la condition de tel que coulé à ~ 10% après un traitement de mise en solution de 80 heures). Cependant, les alliages qui ont subi le processus SrM et SrMTT ne montrent aucune amélioration remarquable.

Au cours de l'histoire de son développement de plus d'un siècle, la technologie de production d'aluminium a atteint une certaine maturité. Toutefois une amélioration supplémentaire nécessite la compréhension des phénomènes, qui sont restées souvent cachées aux chercheurs, soit parce qu'ils sont inaccessibles pour l'observation directe, soit parce que leur modélisation nécessiterait des moyens informatiques puissants. Un de ces phénomènes est la formation et l'évolution d'une couche gazeuse dans la cuve, au-dessous de l'anode. L'ensemble des bulles augmente la résistance ohmique de la cuve. Le caractère dynamique et périodique de leur formation cause en même temps une fluctuation du voltage. Des bulles entraînent également un mouvement circulaire dans le bain. Les changements drastiques dans la morphologie des trois phases (gazeuse, liquide, solide) provoquent l'effet anodique dans la cuve. L'observation et la modélisation de cette couche gazeuse constituaient le sujet de ce travail de doctorat, qui était réalisé au sein du Groupe de Recherche en Ingénierie des Procédés et Systèmes. Un modèle mathématique à deux parties a été développé. La première décrit l'apparition et la croissance d'une bulle individuelle, alors que le deuxième simule l'évolution de la structure de l'ensemble des bulles. Les deux parties sont couplées : les résultats obtenus en sortie de la première partie servent de données d'entrée à la deuxième. Dans le cas de la formation d'une bulle individuelle, plusieurs hypothèses de l'emmagasinage et de transport de gaz ont été étudiées.

Dans le domaine des matériaux, une catégorie particulière, les plastiques, présente des qualités intéressantes : ils sont très abondants, peu coûteux, légers, durables, résistants à la corrosion, en plus d’avoir des propriétés d'isolation thermique et électrique élevées. Vu ces caractéristiques, le succès commercial des plastiques n’est pas totalement surprenant. La diversité des matériaux plastiques et la polyvalence de leurs propriétés sont utilisées pour réaliser une vaste gamme de produits qui apportent des progrès technologiques à l’industrie, des économies aux entreprises et de nombreux avantages à la société (Andrady and Neal 2009). La fabrication d'articles en plastique a ainsi augmenté considérablement au cours des 60 dernières années, passant d'environ 0,5 million de tonnes en 1950 à plus de 260 millions de tonnes aujourd'hui (Thompson, Moore et al. 2009). Uniquement en Europe, l'industrie du plastique affiche un chiffre d'affaires supérieur à 300 millions d'euros et emploie 1,6 million de personnes (Europe 2009). Presque tous les aspects de la vie quotidienne impliquent des plastiques : dans les transports, les télécommunications et dans la fabrication des chaussures. On les retrouve aussi, comme matériaux d'emballage qui facilitent le transport d'une large gamme de produits alimentaires, des boissons et d'autres produits (Thompson, Moore et al. 2009). Il existe un potentiel considérable pour de nouvelles applications de matières plastiques qui apporteront des avantages à l'avenir (Andrady and Neal 2009). Actuellement, l’engrenage qui est d’emblée choisi pour une application donnée est souvent en plastique. À cet égard, selon une analyse du Groupe Freedonia, les applications d'engrenages en plastique ont augmenté de 83 % entre 2003 et 2013. Cette augmentation représente 1300 M$ en 2013, contre 710 M$ en 2003 (Freedonia 2012, Mijiyawa, Koffi et al. 2014). Cependant, malgré leurs multiples avantages, l’usage intensif des matériaux plastiques et composites de base polymérique pose des problèmes de développement durable du fait de l’épuisement des ressources pétrolières et de la pollution qu’elles engendrent. La pollution associée à des matières plastiques nous amène à considérer des applications où les plastiques pourraient être remplacés par d’autres matériaux, à tout le moins partiellement (Mijiyawa, Koffi et al. 2014). Grâce à une plus grande sensibilisation aux problèmes environnementaux, cette dernière décennie a connu une utilisation croissante des fibres naturelles comme renfort dans les matériaux composites. L’alternative que nous proposons dans le présent projet consiste à étendre l’usage de nouveaux plastiques d’origine végétale et de leurs composites en fibre de bois d’origine papetière à la fabrication des pièces mécaniques comme les engrenages. En plus d’être recyclables, les composites à fibres de bois (biocomposites) présentent des propriétés mécaniques intéressantes et peuvent concurrencer, dans plusieurs domaines d’application, avec les matériaux non écologiques traditionnels. Ce « virage vert » contribue fortement à diminuer l’effet négatif de notre croissance économique sur l’environnement. Notre travail porte donc sur la mise en oeuvre et l’étude de l’endommagement thermomécanique des pièces en bioplastique ou plastique d’origine végétale et en composites de fibres naturelles. Le choix de ces matériaux doit être commandé par leurs multiples caractéristiques propres reconnues qui leur procurent un avantage par rapport aux matériaux conventionnels. L’utilisation des engrenages en plastique pour la transmission de mouvement est en croissance. Cependant, le cadre théorique et la science des engrenages métalliques ne se transposent pas facilement aux matériaux thermoplastiques. On observe, en effet, certaines limitations lorsque l’on compare les engrenages plastiques aux engrenages métalliques : une faible capacité maximale, des limitations quant aux températures de fonctionnement, à la stabilité dimensionnelle (faiblesse due au retrait en moulage), à la dilatation thermique et à l'absorption d'humidité (Walton and Shi 1989). La variation prononcée des propriétés avec la température pose aussi problème. Les bris dits thermiques s’ajoutent aux bris que rencontrent les engrenages en métal. Ces caractéristiques constituent des facteurs limitatifs dans la conception d'engrenages en plastique. Raison pour laquelle, dans la pratique, seulement les plastiques présentant d’excellentes caractéristiques mécaniques, comme le nylon et l’acétal, sont utilisés pour la fabrication des engrenages en plastique à des fins de transmission de puissance (Koffi 1988). Ces plastiques très performants, communément appelés « plastiques d’ingénierie », sont relativement chers par rapport à d'autres solutions en plastique (Mijiyawa, Koffi et al. 2013, Bravo, Toubal et al. 2015). Il est important de noter que les plastiques en général se caractérisent par un module d’élasticité environ cent fois plus faible que la plupart des aciers, et trente fois plus faible que l’aluminium (Koffi 1988, Bravo, Koffi et al. 2015). Cette caractéristique provoque des effets particuliers pour l’engrenage, notamment une grande déformation des dents, entraînant ainsi une extension du contact entre dents en dehors de la ligne d’action (avant et après la fin théorique de l’engrènement) ce qui résulte finalement dans un format de répartition des forces de transmission très diffèrent de l’attendu lors d’un engrènement purement métallique (Demagna Koffi and Loigerot 2004). Nous chercherons, à travers la présente thèse, une solution plus adaptée au niveau environnemental, solution autre que les traditionnels nylon et acétal, pour les engrenages plastiques. Nous savons que la principale raison de l’utilisation des engrenages plastiques (faisant appel au nylon et à l’acétal) sont leurs propriétés mécaniques élevées comparées aux autres plastiques. De ce fait, la solution la plus adéquate serait d’utiliser un plastique de base plus écologique et de le renforcer avec des fibres aussi écologiques ce qui lui confèrerait des propriétés mécaniques comparables à celles des plastiques d’ingénierie tout en étant plus écologique et plus économique. Considérant le contexte général, cette entreprise constitue un grand défi. Il est aussi important de remarquer que peu de travaux ont été réalisés dans ce domaine (comme l’indique la recension des écrits sur le sujet), ajoutant ainsi une autre complexité. Néanmoins, les retombées de ce travail une fois accompli pourraient potentiellement être très grandes. Pour parvenir à la réalisation d’un engrenage écologique, il est fondamental de bien connaître le matériau écologique qui remplacera les plastiques traditionnels. Pour cela, nous avons consacré une bonne partie de la thèse au développement et à l’étude approfondie des caractéristiques et de l’endommagement des matériaux cibles de l’étude. Nous avons choisi certains plastiques et avons développé leurs composites de fibres naturelles. Nous avons réalisé des études expérimentales pour la caractérisation du comportement thermomécanique de ces matériaux, incluant une comparaison avec les thermoplastiques d’ingénierie couramment utilisés. Par ailleurs, nous avons considéré trois grands aspects importants pour la mise en pratique de ces engrenages écologiques : la simulation numérique, la caractérisation expérimentale du fonctionnement réel et l’optimisation de l’application. En ce qui concerne la simulation, nous avons conclu qu’il n’existait pas de modèles complets pouvant tenir compte de tous les modes d’endommagement ayant lieu simultanément sur un engrenage plastique en fonctionnement. Une section de cette thèse sera ainsi dédiée au développement d’un tel outil. Ensuite, nous avons étudié les techniques d’optimisation de l’aspect thermique de l’engrenage. Avec certaines modifications sur la géométrie de la dent, nous avons conclu que nous pouvons élargir le champ d’application des engrenages plastiques avec un compromis optimal sur la perte de propriétés de rigidité de la dent. Enfin, nous avons simulé expérimentalement l’application des engrenages écologiques en utilisant un banc d’essai approprié. Les résultats ont ensuite été comparés avec ceux des matériaux traditionnels de la littérature.

L'intérêt des composites à matrice métallique d'aluminium est généralement de profiter de la ductilité de la matrice et de sa faible densité et de les combiner à la dureté du renfort afin d'obtenir un matériau léger et avec une limite d'élasticité supérieure tout en étant d'une certaine ductilité. Le composite à matrice métallique AI-B4C possède en plus la capacité d'agir comme bouclier contre les neutrons, grâce aux isotopes B10 contenus naturellement dans le B4C, ce qui en fait un matériau de choix pour la fabrication de contenants pour les déchets de l'industrie nucléaire. Ce composite est fabriqué par la compagnie Alcan par un procédé de coulée où les particules de B4C sont incorporées dans l'aluminium liquide par une forte agitation mécanique. La problématique de ce procédé est qu'une réaction se produit entre l'aluminium et le carbure de bore, ce qui réduit de façon considérable la fluidité du composite, rendant ainsi difficile sa coulée. Pour limiter cette réaction, du titane est ajouté à l'aluminium, celui-ci formant une couche protectrice à la surface des particules de B4C. Ce projet a pour objectif de comprendre et de quantifier l'influence du titane sur la réaction interfaciale entre l'aluminium et le carbure de bore ainsi que sur la fluidité de ce composite. D'abord, des expériences avec des plaques de B4C immergées dans l'aluminium liquide ont été effectuées mais n'ont pas donné les résultats escomptés, obtenant des produits de réaction de nature différente de ceux normalement retrouvés dans le composite. Avec un second montage, il a été possible de mesurer la fluidité du composite AI-B4C sur une période de maintien d'environ 120 minutes en fonction de diverses teneurs en titane (0, 0,5, 0,75, 1,0,1,5, 2,0 et 3,0 % Ti), avec la présence de magnésium (0,5% Mg) dans certains cas et en fonction de la température de maintien (700, 750 et 800 °C). Les tiges de fluidité obtenues ont permis de quantifier l'évolution de la microstructure, soit l'évolution de la fraction volumique du B4C, de AIB2 et des phases grises (AI3BC et TiB?), avec l'aide d'un système d'analyse d'images installé sur un microscope optique. Un microscope électronique à balayage ainsi qu'une microsonde furent aussi utilisés pour caractériser la microstructure. Une caméra haute vitesse a aussi permis de filmer l'écoulement du composite dans les tubes de verre lors des mesures de fluidité pour les essais avec 0,5, 0,75, 1,0, 1,5 et 2,0 % Ti et maintenus à 750 °C. Il fut possible d'obtenir de ces observations la vitesse du bout de l'écoulement lors de son déplacement ainsi que les valeurs de vies de fluidité, nécessaires pour calculer la fraction critique de solide menant à l'arrêt de l'écoulement. Un modèle de fluidité développé pour les alliages d'aluminium riches en éléments d'alliage a été adapté au composite AI-B4C et celui-ci permet de reproduire les mesures de fluidité obtenues. L'observation de la macrostructure a confirmé que le mode de solidification du composite AI-B4C était similaire à celui des alliages d'aluminium riches en éléments d'alliage.

Ce projet a été entrepris pour étudier les interactions entre les particules d'alumine, les alliages d'aluminium et ses inclusions sous des conditions d'écoulement de l'aluminium liquide. Le but du projet était de développer une méthode d'essai qui permet de simuler les conditions similaires à celles dans le procédé de filtration d'aluminium et d'évaluer les interactions qui ont lieu entre les différents types d'échantillons d'alumine, les alliages d'aluminium et ses inclusions. Cette méthode d'essai avait pour but de déterminer commenles différents types d'alumine se comportent durant le procédé de filtration. Les interactions chimiques entre l'alumine, les alliages d'aluminium et ses inclusions ont été étudiées dans des conditions d'écoulement statiques et dynamique. Afin d'étudier ces interactions dans des conditions d'écoulement dynamique, la connaissance du champ de vitesse au voisinage des particules d'alumine est nécessaire. Dans ce projet, deux systèmes expérimentaux uniques qui peuvent simuler l'écoulement dans le lit du filtre industriel ont été conçus et construits. Un modèle mathématique a été développé pour prédire le champ d'écoulement autour des particules dans le système expérimental. Le modèle mathématique a été validé en comparant les prédictions avec les résultats d'un modèle physique dans lequel l'eau était utilisée comme fluide. Ensuite, le modèle mathématique a été utilisé pour effectuer des études paramétriques afin de déterminer les paramètres de design et d'opération pour le système expérimental actuel dans lequel les tests ont été faits. Cela a permis de générer un champ d'écoulement similaire à celui du filtre industriel. Des expériences avec divers alliages d'aluminium-magnésium liquide (0, 2, 5 et 7% Mg, en poids) ont été réalisées pour des différents temps de résidence (de 6 heures à 168 heures) en utilisant les systèmes expérimentaux décrits ci-hauts. Les effets de la vitesse de l'alliage d'aluminium liquide, de la température du liquide, des propriétés physiques (porosité apparente, la rugosité de la surface, etc.) et chimiques (teneur en impuretés telles que Na2O, SiO2, etc.) sur le degré des réactions interfaciales entre l'alliage d'aluminium et l'alumine ont été déterminés. Les échantillons obtenus des expériences aluminium-alumina ont été analysés à l'aide du microscope optique, du microscope électronique à balayage - la spectroscopie aux rayons X à dispersion d'énergie (MEB-EDX), du microprobe MEB, et de la diffraction des rayons X (DRX). Les résultats montrent que les réactions chimiques entre l'alpha-alumine pure à haute densité et les alliages Mg-Al liquides ne sont pas rapide; mais, la présence des impuretés (telle que Na2O en tant que phase de bêta-alumine) et la structure poreuse de l'alumine augmentent l'étendue des réactions significativement. La phase riche en Na2O (bêta-alumine) qui se trouve dans toutes les alumines commerciales semble être l'un des facteurs les plus importants pour les réactions spontanées avec la vapeur de magnésium, même au temps de résidence le plus court. Mg-spinelle a été trouvé comme le produit de réaction le plus important. L'analyse thermodynamique indique la même tendance. - This project was undertaken to study the interactions between alumina particles, aluminum alloys, and its inclusions under liquid aluminum flow conditions. The objective was to develop a test method which can simulate the conditions similar to those in the aluminum filtration process and to evaluate the interactions taking place between various types of alumina samples, aluminum alloys, and its inclusions. With this test method, it was aimed to determine how various alumina types behave under flow conditions during the filtration process. Chemical interactions between alumina, aluminum alloys, and its inclusions were investigated under both static and dynamic flow conditions. In order to study these interactions under dynamic flow conditions, a knowledge of the velocity field in the vicinity of the alumina particles is necessary. In this project, two unique experimental systems which can simulate the flow condition of the industrial bed were designed and built. A mathematical model was also developed to predict the flow field around the particles in the experimental system. The mathematical model was validated by comparing the predictions with the results from a physical model in which water was used as the fluid. The mathematical model was then used to conduct parametric studies to determine the design and operational parameters for the actual experimental system in which the tests were carried out. This allowed the generation of a flow field similar to that of the industrial filter. The experiments with various liquid Mg-Al alloys (0, 2, 5, and 7 wt% Mg) were conducted for different residence times (from 6 hours to 168 hours) using the above experimental systems. The effects of the liquid aluminum alloy velocity, the temperature of the melt, the physical (apparent porosity, surface roughness, etc.) and chemical (impurity content such as Na2O, SiO2 etc.) properties of alumina samples on the extent of aluminum alloy/alumina interfacial reactions were determined. The samples obtained from aluminum-alumina experiments were analyzed by using the optical microscope, the scanning electron microscope - energy dispersive X-ray spectroscopy (SEM-EDX), the micro probe SEM, and X-ray diffraction (XRD). The results indicate that the chemical reactions between high density pure alpha-alumina and molten Mg-Al alloys are not fast; however, the presence of impurities (such as Na20 as beta alumina phase) and the porous structure in alumina increase the extent of reactions significantly. Na2O rich phase (beta alumina) found in all commercial alumina grades seems to be one of the most important contributors for the spontaneous reactions of Mg vapor with alumina, even at the shortest residence time. The major reaction product was found to be Mg-spinel. The thermodynamic analysis indicated the same tendency.

La place que prend l'aluminium sur le marché des métaux est de plus en plus importante en raison de ses différentes qualités comme sa légèreté et ses bonnes propriétés mécaniques. Ceci est particulièrement vrai dans le domaine de l'automobile où il remplace de plus en plus l'acier. Cette industrie utilise souvent le forgeage comme méthode de mise en forme pour obtenir un maximum de résistance et de fiabilité des pièces faites d'aluminium. Ces pièces ont l'avantage d'être légères, solides et résistantes à la corrosion mais ont l'inconvénient d'être plus coûteuses à réaliser. Dans le cas de la fabrication de bras de suspension forgés à chaud, quatre étapes principales permettent de passer de l'aluminium liquide au produit fini. La première étape est la coulée en direct chill (D.C.) de billettes de haute qualité ayant de petits diamètres (50 - 100mm). La deuxième consiste en un traitement d'homogénéisation qui a pour but de rendre les billettes telles que coulées aptes au forgeage en les portant à des températures légèrement sous le point de fusion de l'alliage. Après un refroidissement contrôlé, les billettes sont coupées en lopins qui sont ensuite entreposés. Lors de la troisième étape, les lopins sont préchauffés et maintenus une seconde fois à haute température. Finalement, à la quatrième étape, ils sont transférés vers une presse mécanique de forgeage à chaud et y sont forgés. Une façon d'optimiser ce procédé est de réduire le nombre d'étapes de fabrication. Ici, les températures atteintes lors des étapes d'homogénéisation et de préchauffe sont similaires. La préchauffe pourrait donc possiblement être utilisée comme traitement d'homogénéisation, éliminant la nécessité d'un traitement séparé. Pour ce faire, la préchauffe doit remplir les mêmes fonctions que rhomogénéisation, soit diminuer suffisamment la présence de ségrégation d'éléments d'alliage ainsi que de phases à bas point de fusion et transformer les intermétalliques de fer (3-AlFeSi indésirables en a-Al(FeMn)Si moins dommageables. Une diminution adéquate de la microségrégation, de la quantité de phase à bas point de fusion et de phase (3-AlFeSi permet d'éviter plusieurs problèmes potentiels lors du forgeage : fissuration, bande d'échauffement adiabatique, liquation de certaines phases, etc. Les bénéfices visés par préchauffe seule devront s'obtenir après un temps de maintien minimum raisonnable qui est déterminé, entre autres, par les phases présentes, les éléments d'alliages utilisés ainsi que leur quantité. Le but de l'étude est de vérifier l'équivalence entre des échantillons tels que coulés ayant eu une homogénéisation formelle suivi d'une préchauffe avant forgeage avec d'autres seulement préchauffés. Les échantillons seront soumis à différents profils de préchauffe avec des temps de maintien variant de 10 à 240 minutes à des températures se situant entre 450 et 565°C. L'équivalence de traitement est évaluée en fonction de quatre critères de comparaison, soit l'avancement de la transformation p -> a, le niveau de microségrégation présent dans l'espace interdendritique, la température de première fusion de l'alliage et finalement la réponse en forgeage libre. Chaque test nécessite une méthode d'investigation appropriée comme la microscopic optique, la microscopic électronique à balayage, la calorimétrie et l'essai de compression uniaxial à chaud. Les tests ont révélé que, pour l'alliage AA6061 (Al-Mg-Si) à l'étude, certaines conditions de préchauffe pouvaient effectivement remplacer le traitement d'homogénéisation. Ils démontrent qu'un niveau adéquat de microségrégation est rapidement atteint et qu'une transformation suffisante ou complète de la phase (3-AlFeSi en ot-Al(Fe,Mn)Si s'effectue dans des temps raisonnables inférieurs à 120 min pour toutes les températures testées. Les contraintes d'écoulement du matériel coulé - préchauffé sont toutefois légèrement supérieur à celles d'un matériau ayant été homogénéisé. Au final, les résultats ont permis la construction de cartes de procédé, indiquant le degré atteint d'homogénéisation du matériau tel que coulé après préchauffe selon différents critères. Une carte résumé donne l'estimation de la forgeabilité du matériel tel que coulé vs homogénéisé selon différentes conditions de préchauffe.

La mouillabilité dynamique et les coefficients de transfert de chaleur d'interface ont été déterminés pour des gouttelettes d'aluminium se solidifiant sur des substrats de cuivre et d'acier dont certain possédaient des revêtements métalliques. Pour quantifier la mouillabilité dynamique, les facteurs d'étalement tirés des geometries des gouttelettes ont été utilisés. Quant à eux, les coefficients de transfert de chaleur d'interface ont été obtenus par la résolution de problèmes de conduction de chaleur inverse en utilisant les historiques de températures enregistrés à l'aide de thermocouple sous la surface des substrats. Dans un premier temps, un modèle mathématique utilisant la méthode des différences finis afin de calculer les coefficients de transfert de chaleur d'interface a été développé et peaufiné grâce à une étude de sensibilité portant sur l'influence du nombre de dimension, des conditions limites du problème ainsi que du transfert de chaleur par convection dans la gouttelette. Il a été démontré que seul le nombre de dimensions du problème avait une influence sur les résultats des calculs des coefficients de transfert de chaleur pour le système à l'étude. Par la suite, les essais physiques ont consisté à laisser tomber des gouttelettes d'aluminium liquide sur des substrats métalliques munis de thermocouples afin de caractériser le processus de solidification. Au cours de ces essais, les influences de trois paramètres ont été analysées, à savoir la nature du substrat, du revêtement et de l'atmosphère gazeuse dans laquelle les essais se sont déroulés. Pour chaque essai, le facteur d'étalement et le coefficient de transfert de chaleur d'interface ont été calculés et mis en relation afin de faire ressortir l'interdépendance de ces deux phénomènes dans des conditions expérimentales données. Les résultats des essais ont démontré qu'il existe une relation entre le coefficient de transfert de chaleur et la mouillabilité dynamique seulement dans certains cas. En effet, lorsque la nature de l'atmosphère est modifiée, la mouillabilité dynamique et le coefficient de transfert de chaleur semblent corrélés. Cependant, en étudiant les influences des autres facteurs tels que la nature du revêtement et celle du substrat, aucun lien entre les mouillabilités dynamiques et les coefficients de transfert de chaleur n'a pu être démontré.

Le présent travail a été entrepris afin d'étudier le rôle des paramètres d'opérations communément appliqués dans les fonderies d'aluminium ainsi que l'effet des éléments d'alliages mineurs sur la formation d'inclusions dans l'alliages Al-Si le plus largement utilisé, i.e., l'alliage primaire A356.2 et C357, à l'aide de la technique PoDFA (Porous Disc Filtration Apparatus). Une série de vingt neuf expériences a été réalisée (chacune utilisant un mélange de 25 Kg d'alliage). Dans chaque cas, 4 à 6 essais PoDFA successifs ont été exécutés. Les échantillons PoDFA contenant la partie non filtrée du métal en contact avec le filtre PoDFA (~5 mm d'épaisseur) ont été polis en vue d'un examen métallographique. La classification et le dénombrement des inclusions a été réalisée en utilisant la méthode de la grille. Les résultats obtenus sur les types et les concentrations d'inclusions non métalliques ainsi que sur les films d'oxyde d'aluminium se produisant dans cet alliage avant la coulée, ont été analysés en terme de leur effet sur le temps de filtration et sur la fluidité (mesurée par la longueur du métal solidifié dans des tubes en quartz à l'aide d'un appareil de mesure de la fluidité Ragone). La scorie, i.e., la couche d'oxyde qui se forme sur la surface du métal en fusion a été soigneusement recueillie, pesée et examinée par microscopie électronique à balayage équipée d'un système EDX. Les résultats ont montré que les inclusions ne sont pas les seuls paramètres à être considérés. Les oxydes A12O3 (films et particules) sont les plus importants et constituent le facteur déterminant. On trouve cependant qu'il est assez difficile de séparer le rôle individuel de chaque paramètre en utilisant la technique PoDFA, i.e., l'échantillonnage sans perturber le métal en fusion. Ce procédé introduirait certainement des oxydes indésirables dans le creuset PoDFA, résultant en une augmentation artificielle de la quantité de scories. Dans tous les cas, la scorie était liquide, i.e., contenant une quantité appréciable de métal en fusion. Les principaux types d'oxydes dans la scorie étaient MgO, MgAl2O4, A14C3 et A12O3. Deux types de matériau initial de A356.2 et C357ont été utilisés, i.e., frais et recyclé. Un total de treize opérations, représentant celles normalement appliquées dans les fonderies d'aluminium ont été simulées sous atmosphère sec (humidité -12-15%). Le métal fondu a été moulé dans des éprouvettes qui ont ensuite été thermiquement traitées selon T6 avant les essais de traction. Les résultats ont montré que le maintien du métal liquide à 735°C durant un long temps i.e. 72 h conduit à la sédimentation de la plupart des inclusions vers le fond du creuset. Cependant, une variation de l'humidité environnante peut provoquer l'absorption d'hydrogène et ainsi une grande quantité de porosités. Le dégazage à l'aide d'argon sec injecté dans le métal liquide par l'intermédiaire d'un agitateur rotatif (vitesse -160 rpm) semble être la meilleure technique pour éliminer les inclusions. L'efficacité de ce procédé est grandement améliorée lorsque celui-ci est couplé avec la filtration utilisant des filtres à écume en céramique (10 et 20 ppi). Une relation linéaire entre la ductilité de l'alliage et le logarithme du pourcentage d'inclusion au d'oxide films a été établi. A cause de la décohésion entre l'inclusion/film d'oxyde et la matrice environnante, des fissures sont facilement initialisées à leur interface, conduisant à des défauts imprévus.

Aluminum production using the Hall-Héroult process requires an intensive electric current. With an increasing demand for aluminum due to the growth in use of raw materials such as aluminum, and economic developments, aluminum producers are striving to reduce their production costs to remain competitive in a difficult market. One way of doing this is to reduce the voltage drop in the Hall-Héroult cells, which yields a remarkable amount of savings in the long term from only a slight optimization. For this reason, a thorough understanding of the phenomena taking place during operation is necessary. In this research work, anode assembly as one of the major components of the Hall- Héroult cell was modeled using APDL (ANSYS® Parametric Design Language). The newly presented features of the full anode assembly model, which make it a robust one in terms of geometrical modeling, were introduced in detail. A submodel was extracted from the fall model to carry out primary numerical simulations to investigate the Thermo- Electro-Mechanical (TEM) phenomena taking place in the stub hole region to where up to 25% of the total voltage drop in the anode assembly, caused by contact resistance at the interfaces, is attributed. Special attention was paid to the good prediction of contact conditions at the cast iron to carbon interface. In comparison to previous research work, a more thorough and precise approach was taken to employ equations used to predict the initial air gap at the cast iron to carbon interface, which has an influential role in controlling contact particularly at lower temperatures (400°-600°). In order to calibrate the model, experimental tests, performed by the Arvida Research and Development Centre (ARDC) at Rio Tinto Alcan (RTA), were utilized. FESh++ was used to calibrate the fally coupled TEM model using the results obtained by RTA; subsequently, sensitivity analysis (SA) was performed to investigate the influences of changes in material properties and cast iron/carbon interface characteristics. Also, one study on the geometrical sensitivity, namely, SA on the change in the diameter of the stub, was fulfilled. After detailed discussions using the various simulation results as well as statistical data obtained from the newly implemented feature in FESh++, conclusions were drawn as to the importance of precise prediction of the initial air gap, contact establishment and condition at the interface, essentiality of the carbon constitutive law, significance of phase change of cast iron, temperature dependency of some materials and anisotropy of electrical resistance of carbon, etc. Finally, suggestions were proposed for future research work and developments such as: considering a better constitutive law for carbon, taking account of creep in cast iron, evaluation of the initial air gap distribution through simulation of cast iron solidification, etc. - La production de l'aluminium primaire via le procédé hall-Héroult nécessite l'utilisation d'un courant de très forte intensité. Conséquent d'une demande croissante de l'aluminium et du coût élevé des matières premières nécessaires à la production du métal gris, il devient prioritaire pour les producteurs d'aluminium d'assurer un meilleur contrôle du procédé et ce, afin de réduire les coûts de production et ainsi, demeurer compétitif à l'échelle mondiale. Une façon d'atteindre cet objectif consiste à identifier les zones les plus résistives électriquement dans la cellule d'électrolyse et de réduire, lorsque possible, ces résistances, afin de minimiser sa consommation énergétique. Dans cette optique, une compréhension approfondie des phénomènes qui prennent place pendant l'opération ainsi que leurs interactions demeurent de toute première importance est essentiel. Dans le cadre de ce travail, on s'attarde plus précisément à l'étude des chutes de voltage dans les assembles anodiques, constituante hautement résistive de la cellule d'électrolyse. L'assemblage anodique est modélisé sous ANSYS à l'aide du langage APDL® (ANSYS Parametric Design Language), un langage de programmation utilisé dans le logiciel de simulation ANSYS. Ce langage est également utilisable dans le volet Mechanical du logiciel ANSYS Workbench. Totalement paramétré, le modèle géométrique peut être transformé afin de peraiettre l'étude spécifique de diverses composantes selon certaines hypothèses simplificatrices. En particulier, un sous-modèle a été extrait du modèle afin de réaliser des simulations numériques dans la zone du tourillon et ce, afin d'étudier les phénomènes Thermo-électro-mécaniques (TEM) prenant place dans cette zone critique de l'assemblage où près de 25% de la chute de voltage anodique se produit; chute de voltage attribuable à la résistance de contact électrique à l'interface fonte/carbone. Une attention particulière a été portée sur la bonne représentation des conditions de contact TEM à cette interface. En particulier, une extension de la méthode simplifiée proposée par Richard a été utilisée afin de quantifier l'espace d'air initial à l'interface fonte/carbone; élément crucial dans le comportement de l'assemblage anodique et qui a un rôle déterminant dans l'évolution des conditions de contact, particulièrement à basses températures (400°C - 600°C). L'ensemble des simulations numériques a été réalisé à l'aide d'une application spécifique développée dans l'environnement FESh++ via une approche fortement couplée des champs de voltage, température et déplacement en régime établi. La calibration du modèle a été réalisée à l'aide de résultats issus d'essais expérimentaux réalisés au Centre de Recherche et de Développement Arvida (CRDA) de Rio Tinto Alcan (RTA). Par la suite, une étude de sensibilité a été conduite afin d'étudier l'impact de certaines modifications matérielles et/ou géométriques sur le comportement de l'assemblage anodique. Plus spécifiquement il apparait clairement que les congés du tourillon, la température nominale du rondin au moment du scellement ainsi que le changement de phase de l'acier et de la fonte ont un impact majeur sur la chute de voltage. Finalement, les recommandations proposées permettront d'améliorer la performance des assemblages anodiques et d'orienter les travaux futurs dans ce domaine de recherche. On pense ici à l'utilisation d'une loi de comportement représentative pour le carbone (comportement quasi-fragile), à la prise en compte du comportement en fluage de l'acier du rondin et de la fonte de scellement ainsi qu'à la prédiction par simulation numérique de l'étape de scellement afin d'obtenir une représentation plus précise de l'espace d'air à l'interface fonte/carbone.

Au cours des dernières années, les composites à matrice métallique (CMM) du type Al-B4C ont reçu une attention considérable en raison de leur légèreté, de leur conductivité thermique supérieure, de leur grande rigidité et de leur dureté. Grâce à la capacité particulière de l'isotope B10 à agir comme capteurs des neutrons, les composites Al-B4C ont été utilisés par l'industrie nucléaire à titre de matériaux absorbeurs de neutrons pour la fabrication de la section interne de contenants de transport et de stockage des combustibles nucléaires périmés. Bien que l'incorporation de particules céramiques dans la matrice d'aluminium permet d'améliorer les propriétés physiques et mécaniques de l'alliage de base, elle peut également modifier son comportement en corrosion. En outre, en tant que matériau absorbeur de neutrons utilisé dans les contenants de transport et de stockage pour les combustibles nucléaires usés, en particulier pour les applications de stockage humide, les composites Al-B4C sont continuellement en contact avec l'eau du bassin du réacteur (l'un d'eux contenant de l'acide borique avec une concentration de B - 2500 ppm), un milieu généralement considéré comme étant légèrement corrosif. Ainsi, pour des raisons de sécurité évidentes, il devient très important de comprendre leur comportement en corrosion dans un milieu d'acide borique. Cependant, à ce jour, force est de constater que très peu d'études ont été consacrées à la détermination de la tenue en corrosion des composites Al-B4C, et ce en particulier dans l'acide borique, contrairement au nombre considérable de travaux de recherche dédiés à la corrosion des composites Al-SiC et Al-Al2O3 dans divers environnements. Parmi la littérature traitant des phénomènes de corrosion, les solutions 3.5% NaCl et 0.5 M K2SO4 sont celles les plus couramment utilisées pour l'étude du comportement en corrosion des matériaux composites à matrice métallique. Par conséquent, la présente recherche a visé l'étude du comportement en corrosion des composites CMM du type Al-B4C dans trois solutions, soit H3BO3 contenant 2500 ppm B, 3.5% NaCl et 0.5 M K2SO4. Parmi les solutions considérées, celle de NaCl a été identifiée comme étant celle induisant le plus de dommages au composite Al-B4C suivie, dans l'ordre, des solutions de K2SO4 et de H3BO3. Aucune corrosion appréciable n'a été observée dans les solutions d'acide borique et de K2SO4. Cependant, des piqûres apparentes ont été observées suite aux essais réalisés dans la solution de NaCl, et ce pour tous les matériaux étudiés. Pour l'alliage de base, le site préférentiel de piqûration était l'interface Al/Fe générée par la présence de particules intermétalliques. Pour le composite, l'interface AI/B4C était celle la plus favorable au développement de la corrosion localisée. Par ailleurs, il a été constaté que la résistance à la corrosion des matériaux composites diminue lorsque la fraction volumique de B4C est augmentée. Dans le but de contrer l'agressivité des phénomènes de corrosion observés pour le CMM dans la solution de NaCl, une partie des travaux réalisés s'est intéressée à l'inhibition de la corrosion du composite dans cet environnement. À cette fin, le benzotriazole (BTAH) a été utilisé comme inhibiteur de corrosion, et son effet a été systématiquement étudié en fonction de sa concentration, de la fraction volumique des particules de B4C et du temps d'inhibition, en utilisant la polarisation potentiodynamique, l'impédance électrochimique et la spectroscopie infrarouge de réflexion-absorption. Les résultats montrent que le BTAH est un inhibiteur efficace pour contrer la corrosion du composite Al-B4C dans une solution de 3,5 g/L NaCl, et son efficacité s'accroît lorsque sa concentration augmente. Pour une concentration de BTAH fixe et pour une même durée d'inhibition, l'augmentation de la fraction volumique de B4C dans le composite conduit à une plus grande efficacité d'inhibition du BTAH. L'efficacité du processus d'inhibition par le benzotriazole est également influencée par la durée d'immersion dans la solution: l'efficacité d'inhibition augmente durant les 18 premières heures d'immersion, alors qu'une prolongation de la durée d'immersion entraîne une diminution de l'efficacité du BTAH. Puisque le BTAH est un inhibiteur à caractère cathodique, il agit en s'adsorbant physiquement sur les particules de B4C à la surface du composite, lequel processus obéit à un isotherme d'adsorption de Freundlich. Le mécanisme de corrosion dans la solution de K2SO4 a également été étudié en utilisant la spectroscopie d'impédance électrochimique et les méthodes de polarisation potentiodynamique. La microscopie optique, la microscopie électronique à balayage, ainsi que la profilométrie ont été utilisées pour étudier la morphologie de la surface des matériaux avant et après corrosion. De plus, la spectroscopie infrarouge de réflexionabsorption et la spectroscopie de photoélectrons X ont été utilisées pour identifier les produits de corrosion. Tel que révélé par les analyses de surface, l'espèce SO42- n'a pas induit de piqûres à la surface du composite. Puisque les particules de B4C ont un caractère cathodique par rapport à la matrice périphérique d'aluminium, la corrosion galvanique entre les particules de B4C et la matrice Al a été considérée comme étant le principal mécanisme de corrosion. Les spectroscopies IRRAS et XPS ont montré que la bayerite (Al(OH)3) est le principal produit de corrosion généré durant une immersion prolongée dans la solution de K2SO4. À titre de matériaux non structuraux utilisés pour la fabrication de contenants de transport et de stockage pour les combustibles nucléaires usés, les composites AA1IOO-B4C sont souvent assemblés à des matériaux structuraux tels que l'alliage d'aluminium AA6061 ou l'acier inoxydable 304 (SS304). Par conséquent, les composites AA1100-B4C deviennent couplés galvaniquement aux alliages AA6061 ou SS304, ce qui peut avoir comme effet d'accélérer la corrosion du matériau le moins noble du couple. Pour cette raison, les phénomènes de corrosion galvanique associés aux couples AA1100-B4C/AA6O6I et AA1100-B4C/SS304 dans les solutions 3.5% NaCl et H3BO3 contenant 2500 ppm de bore, ont été étudiés en utilisant un ampèremètre de résistance nulle (ZRA). Les effets dus à la dissimilarité des matériaux, à la solution d'immersion, et au rapport des aires des surfaces couplées galvaniquement ont été investigués. Dans la solution de NaCl, il a été déterminé que peu importe la nature du matériau structural couplé avec le CMM (SS304 ou AA6061), l'alliage de base (AA1100) ou les composites agissent toujours comme anode et les courants galvaniques mesurés sont directement proportionnels à la surface de la cathode. En revanche, dans la solution de H3BO3, les composites corrodent de façon préférentielle en présence de SS304, tandis que le AA6061 protège les composites de la dissolution. Bien que la corrosion galvanique soit contrôlée par la diffusion de l'oxygène à la cathode dans les solutions de NaCl et de H3BO3, son intensité est de loin inférieure dans la solution de H3BO3, en comparaison avec la solution de NaCl. Le contenu en B4C du composite joue également un rôle clé dans la corrosion galvanique, son influence étant modulée par la composition de la solution et les matériaux avec lesquels le composite est couplé. Toutes les expériences ont été réalisées à température ambiante. Cependant, les composites Al-B4C sont immergés dans l'acide borique à une température élevée en situation réelle. Alors, l'auteur propose d'étudier le comportement à la corrosion des composites Al-B4C dans l'acide borique à une température élevée et d'enquêter sur la corrosion galvanique associés aux couples composites Al-B4C / SS304 et composites Al-B4C / AA6061 dans l'acide borique à une température élevée. - In recent years, Al-B4C metal matrix composites (MMCs) have received considerable attention due to their light weight, superior thermal conductivity, high stiffness and their hardness. Owing to the special capturing neutron ability of isotope B10, Al-B4C MMCs have been increasingly used as excellent neutron absorber materials to fabricate the inside basket of transport and storage casks for spent nuclear fuels in the nuclear industry. Although the incorporation of the ceramic particles into the Al matrix can enhance the physical and mechanical properties of the base material, it may also change its corrosion behavior. Besides, as neutron absorber material used in the spent fuels storage racks or transportation casks, especially in the wet storage application, Al-B4C MMCs are continuously in contact with the reactor pool water (i.e. one of them is the boric acid with B concentration of -2500 ppm), which is generally considered to be mildly corrosive. Thus, from the safety point of view, it is of paramount importance to understand their corrosion behavior in boric acid solution. However, up to date, very limited studies have been devoted to the corrosion behavior of the Al-B4C MMCs, especially in boric acid, in contrast to considerable research in the corrosion behavior of Al-SiC and AI-AI2O3 composites in various environments. Among literature on corrosion, 3.5% NaCl and 0.5 M K2SO4 are the most commonly used solutions in studying the corrosion behavior of the composites. Therefore, the present research aimed at investigating the corrosion behavior of Al-B4C MMCs in three solutions, i.e. 2500 ppm boron-containing H3BO3 solution, 3.5% NaCl and 0.5 M K2SO4. Al-B4C MMCs corroded most in the NaCl solution followed by K2SO4 and H3BO3 in order. No appreciable corrosion was observed in boric acid and sulfate solutions, while apparent pitting was observed in the NaCl solution for all materials studied. The preferential pitting sites were the Al/Fe intermetallics interfaces for the base alloy and the A1/B4C interfaces for the composites. Besides, it is observed that the corrosion resistance of the composites decreases with increase in B4C volume fraction. The corrosion inhibition of Al-B4C MMCs in the NaCl solution was consequently investigated. Benzotriazole (BTAH) was tentatively used as a corrosion inhibitor for Al- B4C composites in the NaCl solution and its corrosion inhibition effect was systematically investigated as function of its concentration, volume fraction of B4C particles and inhibition time by using potentiodynamic polarization, electrochemical impedance and infrared reflection adsorption spectroscopy techniques. Results show that BTAH is an efficient corrosion inhibitor for the Al-B4C MMCs in a 3.5 g/L NaCl solution, and its inhibition efficiency increased when increasing the BTAH concentration. For the same BTAH concentration and immersion time, higher B4C volume fraction leads to higher corrosion inhibition efficiency. The inhibition efficiency of benzotriazole was also influenced by the inhibition time: The inhibition efficiency increases with the immersion time in the first 18 hours. However, prolonging the immersion time leads to a decrease in the inhibition efficiency. As BTAH was an inhibitor with a cathodic character, it inhibited corrosion by physically adsorbing on B4C particles at the composite surface, which obeyed the Freundlich adsorption isotherm. The corrosion mechanism in K2SO4 solution was also studied by employing electrochemical impedance spectroscopy and potentiodynamic polarization methods. Optical and scanning electron microscopes as well as profilometry were employed to study the surface morphology of the material before and after corrosion. Moreover, infrared reflection-absorption spectroscopy (IRRAS) and x-ray photoelectron spectroscopy (XPS) were used to identify the corrosion products. SO42- species did not induce pitting of the AA1100-16 vol. % B4C. Since B4C particles showed a cathodic character with respect to the peripheral matrix, therefore, the galvanic corrosion between B4C particles and the Al matrix was considered to be the premier corrosion mechanism. IRRAS and XPS results showed that bayerite A1(OH)3 was the principal corrosion product. As non-structural neutron absorber materials used to fabricate the inside basket of spent fuel storage racks or transportation casks, AA1100-B4C MMCs are often assembled to structural materials AA6061 or SS304. Consequently, the AA1100-B4C MMCs are galvanically coupled to AA6061 or SS304, which could potentially accelerate the corrosion of the less noble material. Therefore, the galvanic corrosion associated with AA1100-B4C MMCs/AA6061 and AA1100-B4C MMCs/SS304 couples in 3.5% NaCl and 2500 ppm boron-containing H3BO3 solutions was investigated by using a zero resistance ammeter (ZRA). The effects of dissimilar materials, immersion solution, and ratio of the coupled material areas are reported. In the NaCl solution, depending on the nature of the coupling agent (SS304 or AA6061), the composite or base alloy always acts as an anode and the measured galvanic currents are directly proportional to the cathode area. In contrast, in the H3BO3 solution, the composites preferentially dissolve in the presence of SS304, while AA6061 protects the metal matrix composites from dissolution. Although galvanic corrosion is controlled by oxygen diffusion at the cathode in both NaCl and H3BO3 solutions, its intensity is appreciably lower in the H3BO3 solution in comparison with the NaCl solution. The B4C content is also found to play a key role in galvanic corrosion; its influence is modulated by the solution composition and the materials to which the composite is galvanically coupled. Above all experiments were carried out in room temperature. However, Al-B4C composites are immersed in boric acid at elevated temperature in the real situation. In the future work, the author suggests to studying the corrosion behavior of Al-B4C composites in boric acid at elevated temperature and investigating the galvanic corrosion associated with Al-B4C MMCs/SS304 and Al-B4C MMCs/AA6061 couples in boric acid at elevated temperature.

L'aluminium est produit via Pélectrolyse et les anodes utilisées dans ce procédé sont fabriquées du carbone. La basse consommation du carbone (anode) est importante pour l'industrie de l'aluminium parce qu'elle affecte directement le coût de production aussi bien que les émissions environnementales. La consommation des anodes est fortement influencée par ses propriétés. Dans l'électrolyse d'aluminium, l'étude de la fabrication des anodes et l'amélioration de la technique de sa production permettront l'économie en énergie et la réduction des émissions gazeuses pour l'industrie d'aluminium. Les réactivités à CO2 et à l'air et la perméabilité à l'air sont des indices importants pour l'évaluation des anodes en carbone parce que non seulement elles sont liées à la densité de ces dernières mais aussi à leur consommation, et cela permettra la détermination des potentiels pour l'économie en énergie et la réduction des émissions de CO2 et de gaz nocifs durant la production des anodes en carbone. L'objectif global du projet est d'améliorer la qualité des anodes présentement utilisées. Premièrement, une enquête du procédé à l'usine à été effectuée pour identifier les parties problématiques. Des petits échantillons des anodes ont été préparés à partir des matières premières disponibles à la province de Guizhou de la Chine. Des différentes formulations des anodes ont été essayées. Parmi toutes les formulations, la meilleure a été choisie en comparant leurs propriétés (la perméabilité à l'air, les réactivités à l'air et à CO2). Les microstructures des cokes et des anodes et le comportement de la pénétration du brai ont été analysés avec MEB. Les échantillons, préparés suivant des formulations pré11 déterminées, ont été cuits dans un analyseur thermogravimétrique (TGA). L'analyse des volatiles a aussi été effectuée en utilisant un cromotographe à gaz (GC) couplé avec le TGA. A partir de ces données, les paramètres du model cinétique de la dévolatilisation, développé antérieurement à l'UQAC, ont été déterminés. Les propriétés des anodes (les réactivités à CO2 et à l'air et la perméabilité à l'air) cuites dans TGA aussi bien que celles cuites à l'usine ont été mesurées. La qualité des anodes a été corrélée avec les propriétés des matières premières et les conditions de la préparation de la pâte et de la cuisson des anodes. - Aluminum is produced by electrolysis, and the anodes used for this process are made of carbon. Low carbon (anode) consumption is important for the aluminum industry because it directly affects the cost of production as well as environmental emissions. The anode consumption is strongly influenced by the properties of anode. In aluminum electrolysis, the study of carbon anode manufacturing and the improvement of its production techniques lead to savings in energy and reduction in gaseous emissions for the aluminum company. The CO2 and air reactivities and air permeability are important indices to evaluate carbon anodes because they relate not only to anode density but also to anode consumption, which will help assess the potential for saving energy and reducing CO2 and hazardous gas emissions of the carbon anode production process. The global objective of the project is to improve the quality of the presently used carbon anodes. First a plant process review was conducted to identify the problem areas. Small anode samples were prepared from the raw materials available in the Guizhou province of China. Different anode formulations were tried. The best one among them was chosen based on the anode properties (air permeability, air and CO2 reactivities) obtained. The microstructures of cokes and anodes and the pitch penetration behavior were analyzed using SEM. The anode samples prepared with pre-determined formulation were baked in a thermogravimetric analyzer (TGA). The volatile analysis was carried out using a gas chromatograph (GC) coupled with the TGA. From these data, the parameters of the kinetic model of the devolatilization developed previously at UQAC were determined. The properties of anodes (CO2 reactivity, air reactivity, and air permeability) baked in the TGA were also measured. Anode quality (properties) was correlated with the properties of raw materials as well as paste preparation and anode baking conditions.

Over the last three decades the semi-solid metal (SSM) processing has received significant attention. Semi-solid processing involves the net shape manufacturing of alloys in the semi-solid state. The principal attraction for the process has been the unique rheology of the slurry which induces better movement of materials through the die and allows intricate thin-wall near net shape components to be cast at lower applied pressures. This behaviour offers considerable advantages to the quality of castings. The reduced oxide entrapment, low porosity and a lower operating temperature make semi-solid processing ideal for the forming of high integrity parts. The aim of the current study was to investigate the rheological behavior and microstructural evolution of hypereutectic Al-Si-Cu and Al-Si-Mg-Cu alloys using conventional and modified SEED process (Swirled Enthalpy Equilibration Device). This project is divided into four parts. In the first part, the feasibility of semi-solid processing of hypereutectic Al-Si-Cu A390 alloys using a novel rheoforming process was investigated. A combination of the SEED process, isothermal holding using insulation and addition of solid alloy during swirling was introduced as a novel method to improve the processability of semi-solid A390 slurries. The effects of isothermal holding and the addition of solid alloy on the temperature gradient between the centre and the wall and on the formation of a-Al particles were examined. In addition, phosphorus and strontium were added to the molten metal to refine the primary and eutectic silicon structure to facilitate semi-solid processing. It was found that the combination of the SEED process with two additional processing steps can produce semisolid 390 alloys that can be rheoformed. The microstructure reveals an adequate amount of non-dendritic a-Al globules surrounded by liquid, which greatly improves the processability of semi-solid A390 slurries. In the second part, the effects of Mg additions ranging from 6 to 15% on the solidification behaviour of hypereutectic Al-15Si-xMg-4Cu alloys was investigated using thermodynamic calculations, thermal analysis and extensive microstructural examination. The Mg level strongly influenced the microstructural evolution of the primary Mg2Si phase as well as the solidification behaviour. Thermodynamic predictions using ThermoCalc software reported the occurrence of six reactions, comprising the formation of primary Mg2Si, two pre-eutectic binary reactions, forming either Mg2Si + Si or Mg2Si + a-Al phases, the main ternary eutectic reaction forming Mg2Si + Si + a-Al, and two post-eutectic reactions resulting in the precipitation of the Q-Al5Mg8Cu2Si6 and O-Al2Cu phases, respectively. Microstructures of the four alloys studied confirmed the presence of these phases, in addition to that of the 7i-AlgMg3FeSi6 phase. The presence of the pi-phase was also confirmed by thermal analysis. The morphology of the primary Mg2Si phase changed from an octahedral to a dendrite form at 12.52% Mg. Further Mg addition only coarsened the dendrites. Image analysis measurements revealed a close correlation between measured and calculated phase fractions of the primary Mg2Si and Si phases. ThermoCalc and Scheil calculations show good agreement with the experimental results obtained from microstructural and thermal analyses. In the third part, the effects of P and Sr on the microstructure of hypereutectic Al-15Si-14Mg-4Cu alloy were studied. The microstructural examination and phase identification were carried out using optical microscopy and scanning electron microscopy (SEM). The effects of individual and combined additions of P and Sr on the eutectic arrest in Al-15Si-14Mg-4Cu alloy were examined using thermal analysis. The mean size of primary Mg2Si decreases from about 350 um to less than 60 um and the morphology changes from coarse dendritic type or equiaxed to polygonal type. In addition, the morphology of the eutectic Mg2Si phase changes from coarse Chinese script to fine fiber-like, while that of the eutectic Si phase changes from coarse acicular shape to a fine fibrous form. With Sr addition, the morphology of the pi-Fe phase evolved from Chinese script to a fine twin platelet form. Furthermore, the thermal analysis results reveal that the addition of Sr or Sr and P reduces the temperature of eutectic nucleation and growth. Quantitative measurements revealed a reduction in the particle area and an increase of the density of Mg2Si, Si and pi-Fe phases. The Sr or Sr + P combined additions are effective in modifying the eutectic Si, Mg2Si and pi-Fe phases for the Al-15 Si-14Mg-4Cu alloy. Finally, the rheological behaviour and microstructure of semi-solid hypereutectic A390, P-refined A390, Al-15Si-10.5Mg-4Cu and Al-15Si-13.5Mg-4Cu alloys were investigated by using parallel plate viscometry. The flow deformation of these alloys in the semi-solid state was characterized at different deformation rates and at variable solid fractions. The calculated viscosity for variable shear rate was deduced using the analytical method developed by Laxmanan and Flemings. Microstructures of the four alloys, after partial solidification, were examined in order to characterize the flow behaviour during deformation. An image analysis was used for quantification of particle segregation and effective volume fraction. The apparent viscosity of all studied alloys increased with increasing solid volume fraction, and decreased with increasing shear rate. The comparison of the apparent viscosity of the four alloys indicated that the higher the Mg in the alloy, the higher the apparent viscosity was for the range of shear rates and solid fractions investigated. It is also shown that the refined A390 alloy has the lowest apparent viscosity due to the small size of primary Si particles. In addition, a separation of liquid and solid phase was also observed for all alloys in the microstructure study of deformed semi-solid billets. - Au cours des trois derrières décennies, la mise en forme à l'état semi-solide a suscité beaucoup d'attention. Cette méthode consiste à fabriquer des pièces mécaniques finies à l'état semi solide. L'attraction principale de cette technique réside essentiellement dans son unique propriété rhéologique qui confère un meilleur écoulement à la gelée à travers la filière du moule et permet par la suite l'optimisation de la pression nécessaire pour un remplissage adéquat. L'objectif principal de ce travail est l'élude du comportement rhéologique ainsi que l'évolution microstructurale des alliages hypereutectiques Al-Si-Mg-Cu en utilisant deux méthodes différentes, le procédé SEED conventionnel et modifié. Ce travail de recherche est divisé en quatre parties. La première partie est consacrée à l'étude de la faisabilité de la mise en forme à l'état semi-solide d'alliage hypereutectique Al-Si-Cu 390 en utilisant un nouveau procédé de rhéoformage. En effet, la combinaison du procédé SEED conventionnel, un maintien isotherme avec isolation du moule et l'ajout de petits morceaux d'alliages pendant le brassage a été introduit comme une nouvelle méthode capable de produire une gelée. Par la suite, l'effet induit par le maintien isotherme et l'ajout de morceaux d'alliages sur le gradient de température au centre et à la paroi du moule ainsi que sur la formation des particules a-Al a été examiné. Dans certain tests supplémentaires, des quantités appropriées de phosphore et de strontium ont été introduite dans le métal liquide dans le but d'affiner le silicium primaire et eutectique, et faciliter par la suite la mise en forme de la gelée. Il a été constaté que la combinaison du procédé SEED avec deux étapes supplémentaires est une technique capable de produire une gelée d'alliage A390. En plus, la microstructure de la gelée révèle une quantité suffisante de globules d'aluminium (a-Al) entourées de liquide. Dans la deuxième partie, l'effet de l'addition de quantités de Mg allant de 6 à 15% sur le chemin de solidification et la microstructure des alliages hypereutectiques Al-15Si-xMg-4Cu a été étudié en utilisant des calculs thermodynamiques, une analyse thermique et un examen microstructural approfondi. La teneur en Mg influence fortement la cinétique de formation de la phase primaire Mg2Si ainsi que le chemin de solidification du système. La prédiction thermodynamique en utilisant ThermoCalc montre l'existence de six réactions, incluant la formation de la phase primaire Mg2Si, deux réactions pré-eutectique binaires formant soit les phases Mg2Si et Si ou Mg2Si et a-Al, la réaction eutectique ternaire (Mg2Si + Si + a-Al), et deux réactions post-eutectiques aboutissant à la précipitation des phases QAl5Mg8Cu2Si6 et O-Al2Cu, respectivement. Les microstructures des quatre alliages étudiés ont par la suite confirmé la présence de toutes ces phases, y compris la phase nIV Al8Mg3FeSi6. La présence de la phase pi-Fe riche en fer a été également confirmée par l'analyse thermique. L'addition de teneurs supérieures à 12.52% Mg induit une évolution de la morphologie de la phase primaire Mg2Si d'une forme octaédrique vers une forme dendritique et une augmentation significative des dendrites. L'analyse quantitative a révélé une corrélation entre les fractions volumiques mesurées et calculées de la phase primaire Mg2Si et Si. Enfin, les résultats obtenues par ThermoCalc et soutenues par la méthode Scheil montrent un bon accord avec les résultats expérimentaux obtenus à partir des analyses microstructuraux et thermiques. Dans la troisième partie, l'effet des éléments d'addition P et Sr sur la microstructure de l'alliage hypereutectique Al-15Si-14Mg-4Cu a été étudié. La caractérisation microstructural et l'identification des différentes phases ont été réalisées en utilisant un microscope optique et un microscope électronique à balayage (MEB). L'apport individuel et combiné de P et Sr sur la température eutectique de l'alliage Al-15Si-14Mg-4Cu a été étudié à l'aide de l'analyse thermique. La taille moyenne de la phase primaire Mg2Si a diminuée de 350 um à moins de 60 um et sa morphologie a évoluée d'une forme dendritique vers une forme polygonale. En plus, la morphologie des phases eutectique Mg2Si et Si ont changé respectivement d'une forme d'écriture chinoise et d'une forme aciculaire vers une forme fibreuse de taille fine. L'addition de Sr a aussi montré le changement de la morphologie de la phase intermétallique 7t-Fe. Les résultats de l'analyse thermique ont révélés une diminution des températures de germination et de croissance eutectique. L'analyse quantitative a montrée une réduction de la taille des particules et l'augmentation de la densité des phases Mg2Si, Si et rc-Fe. L'addition de Sr ou la combinaison de Sr avec P est avéré très efficace pour affiner la phase primaire Mg2Si et modifier les phases eutectiques Mg2Si, Si ainsi que la phase rc-Fe de l'alliage Al-15Si-14Mg-4Cu. Enfin, le comportement rhéologique et l'évolution microstructural des alliages hypereutectique A390, A390 affiné, Al-15Si-10.5Mg-4Cu et Al-15Si-13.5Mg-4Cu à l'état semi-solide ont été étudiés à l'aide d'un viscosimètre. La déformation de ces quatre alliages à l'état semi-solide a été caractérisée à différentes vitesses de déformations et à fractions de solides variables. La viscosité apparente a été calculée en utilisant le modèle développé par Laxmanan et Flemings. Les microstructures des quatre alliages, après solidification partielle, ont été examinées afin de caractériser le comportement rhéologique lors de la déformation. Une analyse d'image a été réalisée pour quantifier la ségrégation des particules solides et la fraction volumique effective. Les résultats montrent une augmentation de la viscosité apparente des quatre alliages étudiés avec l'augmentation de la fraction solide, et la diminution du taux de cisaillement. La comparaison de la viscosité apparente des quatre alliages indiquait que l'alliage contenant une teneur élevée en Mg possédait une plus grande viscosité apparente pour la gamme du taux de cisaillement et de fractions solides étudiés. Il est également montré que l'alliage affiné A390 a la plus faible viscosité apparente en raison de la diminution de la taille des particules de silicium primaire. En outre, une séparation des phases liquides et solides a également été observée pour tous les alliages au cours de l'étude microstructural des billettes déformées à l'état semi-solide.

Les travaux présentés dans ce mémoire ont pour objet l'étude expérimentale de la cinétique de dissolution de l'alumine au niveau de la première phase de l'injection. Ils permettront de mieux comprendre le comportement qu'adopte l'alumine lors de son injection dans les cuves d'électrolyse industrielles pour la production de l'aluminium. La complexité du phénomène étudié fait en sorte qu'il est nécessaire de reproduire expérimentalement les différentes étapes qui prennent place lors du processus de dissolution. Le montage expérimental en question est conçu pour faire fondre une quantité importante de cryolithe afin d'observer via des fenêtres intégrées le comportement de l'alumine injectée. L'environnement corrosif que génère la cryolithe en phase liquide et l'énergie nécessaire pour atteindre une telle température nécessite un montage à la fois extrêmement complexe et sécuritaire. Quelques montages servant à l'étude de la dissolution de l'alumine dans le procédé Hall-Héroult ont été réalisés antérieurement et le montage présenté dans ce projet en est inspiré. Cependant, ce montage est sans doute ce qu'il y a de plus représentatif du procédé industriel en laboratoire en ce qui attrait à l'injection et la dissolution de l'alumine dans la cryolithe liquide. La visualisation d'une telle quantité de cryolithe et son interaction avec l'alumine injectée est, à elle seule, une percée significative dans le domaine. À cela s'ajoute la possibilité de suivre la concentration de l'alumine par la combinaison de deux différentes méthodes. Le suivi de l'évolution de la concentration d'alumine à l'intérieur du bain est réalisé par une prise d'échantillons de bain pendant la phase de dissolution. Les échantillons sont extraits par un robot automatisé réalisé dans le cadre du projet. L'autre méthode du suivi de la concentration de l'alumine est décrite dans ce document, soit la voltamétrie à balayage linéaire. Cette dernière, bien qu'adaptée au montage, n'a pas été intégrée de façon opérationnelle à ce jour. Les résultats obtenus serviront à une étude plus poussée sur les différents comportements et phénomènes présents lors de la cinétique de dissolution de l'alumine.

Le givrage atmosphérique des surfaces des équipements des réseaux électriques, tels que câbles ou isolateurs à haute tension peut conduire à de sérieux risques de sécurité, causés par des pannes de courant dans des conditions hivernales. Les méthodes conventionnelles utilisées afin d'éviter de tels problèmes incluent le déglaçage mécanique, par lequel on racle ou on brise la glace, et les méthodes chimiques à l'aide de d'agents dégivrants comme le glycol éthylique. Ces techniques sont souvent limitées dans leur application et généralement coûteuses en temps et en argent. Une voie intéressante pour éviter ces problèmes est la prévention de l'adhésion et des accumulations de glace par le développement et l'application de revêtements glaciophobes sur les équipements exposés. Les surfaces superhydrophobes présentant un caractère hydrofuge élevé, grâce à une surface de contact très réduite entre les gouttelettes d'eau et le matériau, sont également susceptibles de réduire l'adhérence entre la glace et la surface. De plus, les surfaces à faible constante diélectrique devraient réduire l'adhérence de la glace au substrat grâce à la diminution des forces électrostatiques, une des principales causes de cette adhérence. La recherche entreprise dans le cadre de cette thèse de doctorat se base sur les deux concepts ci-haut mentionnés en élaborant des revêtements superhydrophobes diélectriques nanorugeux à faible constante diélectrique sur des substrats d'aluminium ou d'alumine. Des propriétés superhydrophobes ont été obtenues sur des surfaces d'aluminium ou d'alumine préparées en créant une certaine nanonigosite à l'aide de méthodes chimiques suivies par l'application d'un revêtement à faible énergie de surface, soit une couche de Téflon® déposée par pulvérisation radio fréquence (rf-sputtered Teflon®) ou de fïuoroalkylsilane (FAS-17), donnant lieu à un angle de contact supérieur à 160°. Le même comportement est observé lorsque les substrats nanorugeux étaient revêtus d'une couche mince de faible constante diélectrique (ZnO) ou de constante diélectrique élevée (TiC^). On a constaté que les surfaces superhydrophobes nanorugeux à faible énergie de surface sont aussi glaciophobes. On a constaté également que la présence d'une surface de téflon avec une constante diélectrique relativement faible (e - 2) permet une réduction importante de l'adhésion de la glace, même si la surface n'est pas nanotexturée. Les surfaces superhydrophobes nanorugeux à faible constante diélectrique ont démontrées également une stabilité morphologique et chimique suite au détachement de la glace.

La conductivité thermique effective et la résistivité électrique effective du lit de coke servant au préchauffage des cuves d'électrolyse de type P-155 ainsi que les résistances de contact thermiques et électriques entre le lit et les blocs anodique et cathodique ont été déterminées expérimentalement en fonction de répaisseur du lit et de la température. Pour ce faire, un montage expérimental reproduisant les conditions présentes au préchauffage a été conçu et construit. Les mécanismes de conduction thermiques et électriques à travers les matériaux granulaires, les principaux modèles disponibles dans la littérature ainsi que les techniques de mesure de conductivité thermique sont présentés. Suite à l'analyse des résultats, des lois de comportement au niveau de la conductivité thermique effective et de la résistivité électrique effective sont proposées. Le comportement thermoélectrique du lit de coke en fonction de la pression mécanique appliquée et de la densité de courant est également étudié.

Des essais préliminaires industriels de forgeage et de nettoyage du lubrifiant à la soude caustique effectués sur des lopins coulé-homogénéisé avaient soulevé certaines interrogations sur la résistance à la corrosion de ce nouveau matériau comparativement au matériel extrudé traditionnellement utilisé. Cette étude en corrosion a pour objectif principal d'assurer la qualité et la possibilité d'utiliser ce matériel comme base pour l'industrie du forgeage. Le comportement en corrosion de l'alliage d'aluminium AA6082 a été étudié par l'utilisation de méthodes comparatives entre le matériel coulé-forgé et extrudé-forgé dans différents états métallurgiques (-T6). La conclusion majeure de cette étude révèle que la différence de susceptibilité en corrosion des deux matériaux n'est pas suffisamment significative pour favoriser un impact négatif sur les produits finaux de forgeage. Une investigation métallurgique avant et après le forgeage a permis d'identifier des patrons spécifiques de microstructures et des différences chimiques entre les matériaux de base. Cette analyse microstructurale met en perspective deux matériaux qui pourraient avoir des affinités différentes pour le forgeage et leur comportement en corrosion, surtout avec la présence de couches spéciales en surface. Le matériel coulé présente une structure ayant des grains équiaxes et une couche de ségrégation enrichie d'éléments d'alliages tandis que le matériel extrudé expose une structure fibreuse ayant une couche périphérique de gros grains recristallisés. La texture microstructurale allongée pour le matériel coulé-forgé se transforme en une fine microstructure après le traitement thermique -T6. Cette même étape produit des résultats opposés pour le matériel extrudé-forgé en révélant une recristallisation statique qui engendre une structure grossière à gros grains. Les trois essais caractéristiques en corrosion sur l'alliage d'aluminium AA6082 ont démontré de légères variations concernant les résultats de dégradation mais pas suffisamment pour distinguer un matériel plus résistant que l'autre. L'acquisition des courbes électrochimiques OCP a montré que le temps nécessaire pour atteindre l'état d'équilibre dans le domaine passif du matériel coulé-forgé était plus long que celui extrudé- forgé après 24 heures d'immersion dans une solution de 3.5% m/v de NaCI. Des essais de polarisation anodique ont permis d'identifier un potentiel de piqûration (Epit) entre -0.63 à -0.54 V/SCE pour toutes les conditions métallurgiques. Le matériel coulé a affiché un phénomène de piqûration continu après avoir atteint le potentiel critique Epit. Par contre, ce même matériel semblait avoir une résistance légèrement supérieure à la piqûration en affichant un potentiel plus noble équivalent à -0.54 V/SCE. Les analyses de microscopie optique sur les spécimens corrodés ont dévoilé un patron de petites piqûres de forme ronde et uniforme pour le matériel coulé-forgé et un aspect asymétrique avec quelques larges piqûres de corrosion pour le matériel extrudé-forgé. L'analyse d'image quantitative par le logiciel CLEMEX sur les spécimens corrodés par brouillard salin a révélé une surface moins affectée du matériel extrudé-forgé sans traitement thermique comparativement à celui coulé-forgé (13.46% coulé-forgé vs 6.77% extrudé-forgé). Après traitement -T6, les deux matériaux de base ont obtenu des résultats similaires du pourcentage d'aire corrodé (3.62% vs 3.68%). Aucune variation significative en résistance à la fatigue-corrosion n'a été décelée sur les deux types de matériel de base. Dans l'air, les courbe S-N ont affiché deux tendances qui caractérisent chacun des matériaux. Le matériel coulé- forgé a obtenu une meilleure résistance à la fatigue avec de faibles contraintes appliquées, tandis que le matériel extrudé-forgé a révélé une résistance accrue à la fatigue durant l'imposition de contraintes sévères. L'ajout d'un environnement corrosif autour des spécimens a eu comme effet d'abaisser la durée de vie en fatigue d'un facteur 1x10^3 pour les deux matériaux. L'analyse macroscopique des ruptures a révélé un faciès granuleux et plat pour les échantillons appartenant au matériel coulé-forgé comparativement à d'importantes zone de clivage pour les surfaces du matériel extrudé-forgé. Plusieurs spécimens de fatigue corroboraient la présence d'un mécanisme de propagation par striation avec bandes de cisaillement persistantes. Le facteur additif de corrosion a joué un rôle d'adoucissement des stries de fatigue pour les deux matériaux de forgeage.

En plus de réduire le poids des véhicules et de diminuer la consommation de carburant et les émissions polluantes, les efforts de recherche en cours dans l'industrie automobile ont été axées sur l'amélioration des performances à haute température des composants clés du moteur en particulier en ce qui concerne la préservation des propriétés mécaniques des alliages d'aluminium moulés utilisés dans ces composants à des températures de 200°C à 300°C. L'utilisation de nickel et de zirconium comme éléments d'ajouts pour accroître la résistance à haute température dans ces alliages est basée sur la formation des précipités de A^Ni et A^Zr reconnus pour leur stabilité à des températures élevées, ces particules sont en mesure de mieux supporter le survieillissement à des températures plus élevées que les précipités de A^Cu et Mg2Si normalement présents dans les alliages d'aluminium moulés. L'objectif principal du présent travail de recherche était de déterminer les effets des ajouts mineurs de nickel et de zirconium, ainsi que des dispersoïdes AI2O3 et SiC, sur la résistance à haute température des alliages de fonderie 354. Des expérimentations basées sur l'analyse thermique ont été menées pour acquérir une compréhension des principaux constituants de la microstructure des alliages, tels que les phases intermétalliques et les précipités, ainsi que leur évolution au cours du vieillissement à différentes températures et temps, à savoir 155°C, 170°C, 190°C, 240°C , 300°C et 350°C pendant des périodes allant de 2 à 100 heures. Les propriétés de traction des échantillons tels que coulés et traités thermiquement ont été déterminées à température ambiante et à haute température (190°C, 250°C, 350°C) pour les alliages sélectionnés/conditions basées sur les résultats obtenus des tests à température ambiante. Les échantillons ont été produits dans une moule permanent métallique ASTM-B108. Les résultats des essais de traction ont été examinés en terme des caractéristiques microstructurales des alliages correspondants, afin d'analyser et de comprendre les principaux paramètres impliqués dans le renforcement de l'alliage 354 à des températures élevées. Les résultats montrent que, comme pour l'alliage 319 qui présente des réactions associées à de phases contenant du Cu, l'alliage 354 présente des réactions bien définies à des températures inférieures à 500°C liés aux phases contenant du Cu. Le zirconium réagit seulement avec Ti, Si et Al. Les phases intermétalliques riches en Zr observées dans cette étude se présentent sous deux formes différentes: la phase (Al, Si)2(Zr, Ti) contenant une forte teneur en silicium et ayant la forme d'un bloc, et la phase (Al, Si)3(Zr, Ti) contenant une forte teneur en d'aluminium et ayant la forme d'une aiguille. Il n'y a pas d'empoisonnement observable dans l'affinage de la taille des grains après l'addition de Zr dans les alliages étudiés comme cela a été observé dans les microstructures des échantillons d'analyse thermique obtenues à haute vitesse de refroidissement, pour les alliages contenant du Zr et Ti. Les expériences d'analyse thermique réalisées à la haute vitesse de refroidissement, à savoir 4°C sec-1, ont révélé la présence d'une réaction dans la gamme de température de 667-671°C, qui semble être liée à la précipitation de la phase riche en Zr, qui n'était pas possible d'observer à faible vitesse de refroidissement de 0,35 °C sec-1. L'utilisation des graphiques d'indice de qualité est une méthode jugée satisfaisante pour la présentation des résultats des essais de traction, et pour évaluer les effets des ajouts de Ni, Zr et des micro-particules (AI2O3, SiC) à l'alliage de base, ainsi qu'une évaluation des conditions de traitements thermiques appliqués aux sept alliages de type 354 étudié en relation avec lesdites propriétés. À partir des graphiques d'indice de qualité construits pour ces alliages, l'indice de qualité atteint les valeurs minimales et maximales, 259 MPa et 459 MPa, pour les conditions tel que coulé et mise en solution, ainsi que les limites d'élasticité maximales et minimales observées sont de 345 MPa et de 80 MPa, respectivement, dans toute la série de vieillissement. L'ajout de faible pourcentage de micro-oxydes/carbures (0.5%) à l'alliage 354 n'a pas amélioré les propriétés de traction, mais favorise l'apparition de défauts tels que la ségrégation des micro-particules et la porosité, qui diminue les propriétés de traction. Une diminution des propriétés de traction de 10% par l'ajout de 0,4% de nickel est attribuée à la relation entre le nickel et le cuivre qui interfère avec la formation de précipités A^Cu. La phase aiguille (Al,Si)3(Zr,Ti) est l'élément principal dans les microstructures des échantillons de traction des alliages avec des additions de Zr. La réduction des propriétés mécaniques causée par l'addition de différents éléments est attribuée principalement à l'augmentation du pourcentage des intermétalliques formés lors de la solidification; ces particules agiraient comme des concentrateurs de contraintes diminuant la ductilité des alliages. Les résultats des essais de traction à température ambiante montrent une légère augmentation (10%) dans les alliages avec Zr et Zr/Ni, en particulier à des températures de vieillissement supérieures à 240°C. Le principal effet de l'addition de Zr est une réduction drastique de la taille des grains, de -40%, à comparer à l'alliage de base, plutôt que d'accroître les propriétés mécaniques à température ambiante. L'ajout de Zr et Zr/Ni augmente les propriétés de traction à température élevée, en particulier pour les alliages avec 0,2% Zr et 0,2% Ni, lesquels augmentent de plus de 30% les propriétés en traction à 300°C par rapport à l'alliage de base. En résumé, les meilleures propriétés de traction à haute température apparaissent pour l'alliage contenant 0,2% Zr +% 0.2% Ni à la condition telle que coulée.

Deux des alliages d'aluminium les plus utilisés dans les industries de l'automobile et de l'aéronautique sont le 396 et le 319, ce qui s'explique par leur facilité à les mettre en forme et de leur habileté à rencontrer les standards de performances mécaniques du fait que la majorité de la matière première provient du recyclage. Ces alliages, 396 et 319, qui appartiennent au système Al-Si-Cu sont généralement traités thermiquement de façon à obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. L'excellente coulabilité et les bonnes propriétés mécaniques des alliages Al-Si-Cu-Mg ont fait d'eux des choix populaires pour les applications industrielles. L'usinage est un procédé courant connu pour l'enlèvement de matière sous forme de copeaux à partir d'une pièce, et il est aussi l'un des plus importants de la fabrication. La réduction du temps d'usinage et l'augmentation de la durée de vie des outils de coupe ont une importance économique. Les essais d'usinage réels sont indispensables pour déterminer les caractéristiques d'usinabilité des alliages et, par conséquent, les essais d'usinage sont devenus une activité essentielle. La présente étude a été entreprise pour étudier les effets de la composition et le type d'outils de forage sur l'usinabilité des alliages de fonderie Al-Si, à savoir 396 et B319.2 dans l'état traité thermiquement, contenant 10,8% de Si et de 7,5% Si, respectivement, en utilisant quatre différentes forets. Ainsi, un traitement thermique spécifique T6 a été choisi pour établir le niveau de dureté des alliages étudiés dans la plage de 110 ± 10 BHF, conforme à la plupart des niveaux de dureté des applications commerciales des alliages d'aluminium. Les opérations d'usinage de forage ont été conçus pour être effectués dans des conditions fixées en vue d'examiner les éléments suivants: (i) les effets des intermétalliques de fer à savoir a-Fe, P-Fe, et « sludge », ainsi que ceux des éléments de décolletage , tels que Sn, sur l'usinabilité des alliages sélectionnés; (ii) la force de forage, le moment et l'accumulation de chaleur (BUE), ainsi que les caractéristiques des copeaux, (iii) les effets de la composition des outils sur la durée de vie et sur l'usure des outils, et (iv) une évaluation des quatre forets pour savoir lequel fournit une meilleure performance en ce qui concerne les forces de forage et de moments, de manière à obtenir des combinaisons d'usinage optimale. Les essais de forage ont été effectués sur un Huron K2X 8 Five centre d'usinage vertical à des conditions d'usinage fixes, qui comprennent la vitesse de coupe, la vitesse de pénétration, la profondeur du trou, la géométrie de l'outil, la composition de l'outils et le lubrifiant pour étudier les effets du forage sur l'usinabilité des alliages de fonderie Al- Si à savoir G2: 396 + 0,15%Sn, G3: 396 + 0,25%Fe + 0,25%Mn, et G12: B319.2 + 0,15%Sn dans l'état traité thermiquement. Les quatre forets employés sont de type : « Solid Carbide », « Special Solid Carbide », « Cobalt Grade » et « High Precision Solide Carbide ». Il convient de mentionner ici que les critères pertinents usinabilité se rapportent aux forces et moments de coupe ainsi qu'à la durée de vie des outils, la configuration des copeaux et l'arête rapportée (BUE) évolution. Les résultats obtenus à partir des essais de forage indiquent que le foret « High Precision Solid Carbide » a obtenu les plus faibles forces et moments de forage pour les essais avec les alliages G2 et G3; alors que pour l'alliage G12 le foret « Cobalt Grade » a obtenu les plus faibles forces et moments de forage. Le foret « High Precision Solid Carbide » affiche un comportement stable lors du perçage et il est recommandé pour les alliages G2 et G3. Également, le foret au cobalt est recommandé pour l'alliage G12. Les résultats révèlent que les alliages G2 et G3 présentent une augmentation rapide des forces et moments de forage à mesure que le nombre de trous percés augment. Cela peut s'expliquer par leur teneur plus élevée en Si (10,8%). Les différences de comportement d'usinage des alliages 396 et B319.2 peuvent être attribuées principalement aux différences de dureté de la matrice, de composition des alliages obtenus au moyen d'ajouts et de niveau de silicium qui est de 10,8% pour les alliages G2 et G3 et de 7.5% pour G12. L'addition de 0,15% de Sn aux alliages 396 et B319.2 a un effet bénéfique sur la durée de vie des quatre foret en carbure, ce qui peut être attribuée à la précipitation des particules de la phase P-Sn ayant un faible point de fusion. La présence de « sludge » dans l'alliage G3 avec des ajouts de 0,25%Fe et 0,25%Mn, conduit à une augmentation extrêmement rapide des forces et moments de forage, et a également un effet défavorable sur la durée de vie des outils laquelle diminue avec le nombre de trous percés et présente plus de variations dans l'ensemble des résultats obtenus. L'examen des photographies de l'arête rapportée indique qu'il y a un minimum de changements dans la largeur de la BUE pour différents nombres de trous dans le cadre du processus de forage pour chaque alliage et foret. Ceci peut être attribué au fait que les dépôts de BUE va progressivement augmenter en taille et qui, si elle excède une taille critique, se sépare de la face de coupe et d'adhérer à la surface inférieure des copeaux. Un examen visuel des copeaux révèle que la forme d'éventail est de loin la forme prédominante au cours du forage des alliages étudiés, aussi, la forme d'éventail est idéale pour la plupart des applications de forage en raison de sa taille compacte. La fragmentation de copeaux provenant du foret au cobalt a été supérieure à celle des forets « Special Solid Carbide » et « High Precision Solid Carbide » pour les alliages G2, G3 et G12.

Ces dernières années, les composites à matrice métallique (CMM) AI-B4C ont été de plus en plus utilisés comme composants absorbeur de neutrons dans l'industrie nucléaire. Au cours des procédés de fabrication, le processus de déchets de la fonderie et des procédés de transformation (extrusion et de laminage) peut atteindre 50 à 60% du total des matériaux produits. Alors, la nécessité de recycler les composites à matrice métallique AI-B4C devient plus urgent d'atteindre les objectifs environnementaux et de réduire le coût de production. La refusions est une méthode prometteuse de recyclage des rebuts de fabrication en raison de sa simplicité. Pour le processus de coulée de métal liquide, une bonne fluidité est une condition nécessaire afin que les matériaux soient recyclé en utilisant la méthode de refusion. Les caractéristiques de renfort, tels que la taille, la forme et la fraction volumique de particules de céramique ont un effet direct sur la fluidité de composites à base d'Al. En outre, les agglomérats de particules, les ségrégations et dispersion des particules, la présence de films d'oxyde, et l'apparition de la réaction induite par des particules influence les comportements fluidifiant du composite liquide. L'étude présentée dans ce mémoire porte sur l'évolution de la fluidité de rebuts d'Al-B4C recyclés. Dans ce projet, l'évolution de la fluidité des billettes coulées et et des plaques extrudées du composite Al-10 vol.% B4C, ainsi que lingots et tôles laminées du composite Al-16 vol.% B4C est étudiée par des tests de fluidité sous vide. Afin de comprendre les différents matériaux, une évolution micro structurales des matériaux d'origine, des échantillons prélevés des creusets, ainsi que des échantillons de fluidité avec le temps de maintien est analysé par des microscopes optique et électronique. La morphologie et la distribution des particules de B4C, ainsi que les produits de réaction dans ces échantillons sont quantitativement caractérisées par d'analyseur d'images. De plus, l'influence de la microstructure sur le comportement fluidifiant de ces matériaux est discutée. En outre, les méthodes de caractérisation micro structurale des composites Al- B4C sont développées et présentées dans ce travail de recherche. Les méthodes ont été appliquées avec succès pour décrire et analyser quantitativement la fraction volumique des particules, la distribution, l'agglomération des particules et la fraction volumique effective. En général, les techniques d'analyse d'images sont introduites pour des mesures quantitatives ultérieures sur des particulesII distinctes. Un paramètre d'homogénéité P appropriées pour la caractérisation de l'homogénéité de distribution est proposé être le rapport de la variance de la distribution des zones de cellules sur la variance correspondantes obtenues à partir d'une distribution aléatoire des particules avec la même quantité de particules. Les agglomérats de particules sous forme de clusters et réseaux induite par les films d'oxyde sont identifiés. Et la fraction volumique effective des particules est introduite afin de refléter la résistance à l'écoulement de la ségrégation et l'agglomération dans une microstructure CMM. Les résultats montrent que la fluidité des composites a matrice métallique AA6063-10vol.% B4C, coulées ou extrudées diminue quel l'augmentation du temps de maintien. La baisse de la fluidité des billettes coulées est beaucoup plus rapide que celle des plaques extrudées au cours de la période de maintien du métal liquide (8.5 h). Les microstructures des matériaux de récupération, en forme de billettes et de plaques extrudées, sont très différentes. L'extrusion peut considérablement améliorer l'uniformité de la microstructure. On croit que cette différence microstructure à une influence significative sur les particules et sur le comportement à l'écoulement du composite refondu. Au cours de la refusions et de maintien, la distribution des particules solides des billettes coulées devient plus mauvais que celle des plaques extrudées, séchant que les particules issues des réactions s'attachent et se rapprochent particules B4C, le qui indique une forte tendance à former des agrégats. Alors, cela provoque une diminution rapide de la fluidité. D'autre part, les plaques extrudées (rapport d'extrusion: 22:1) montrent une distribution plus uniforme des particules et moins agglomérats des particules, ce qui induit un maintien d'une bonne fluidité. Dans les composites a matrice métallique AA1100-16 vol.% B4C, la fluidité des tôles laminées est légèrement plus élevé que celle de l'lingot coulés au début de la refusions. Avec le temps de maintien, la fluidité des tôles laminées et lingots coulés diminuait de façon significative. Lors du prolongement du temps de jusqu'à 150 min, la fluidité des tôles laminées est plus ou moins la mêmes que celle les lingots coulés. Au début de refusions, les tôles laminées ont montre une meilleure homogénéité de la répartition des particules, que les lingots coulés en raison de l'effet de l'uniformité de la déformation par laminage. Le pendant, en raison d'une sévère déformation du laminage à chaud (97% taux de réduction), la couche protectrice TiB2 autour des surfaces B4C dans les tôles laminées est sérieusement endommagée. Avec une longue période de maintien, la fraction volumique effective des tôles laminées augmente plus rapidement du à une sévère réaction interraciale et une tendance à l'agglomérat des particules. En conclusion, cela conduit à une rapide détérioration de la fluidité au cours de la période de maintien.

Le besoin de combler le vide entre les procédés de coulé et d'usinage donne de bonnes raisons d'examiner les nombreux aspects affectant l'usinabilité des alliages de fonderie Al-Si. Les alliages quasi-eutectiques sont, parmi les alliages Al-Si, les plus difficiles à usiner, puisque les particules de la phase Si sont environ 10 fois plus dures que la matrice d'aluminium, lesquelles expliquent pourquoi les outils de coupe s'usent prématurément. Toutes ces difficultés nécessitent une meilleure compréhension des effets de la microstructure sur l'usinabilité de ces alliages. Ce travail a été mené dans le but d'étudier un nouvel alliage expérimental appartenant au groupe des alliages de fonderie Al-Si quasi-eutectique contenant environ 10,8%Si, à savoir l'alliage 396. Suite à ce qui a été soulevé, l'objectif principal de se travail est de rapporter les changements des critères d'usinage résultant des effets des intermétalliques de fer, à savoir a-Fe, /?-Fe et « sludge »; de deux niveaux de Cu, à savoir 2,25 et 3,5%; et de deux niveaux de Mg, à savoir 0,3 et 0,6%. De plus, les effets des alliages sans Mg et modifiés au Sr ont également été étudiés en plus des effets des éléments de décolletage tels que Sn, Bi et Pb. Le traitement thermique T6 a été sélectionné pour établir le niveau de dureté des alliages étudiés à l'intérieur d'une plage de 110± 10 BHN, conforme à la plupart des niveaux de dureté pour les applications commerciales des alliages d'aluminium. La mesure de la dureté a été faite directement sur les blocs d'usinage pour assurer que les échantillons possèdent le niveau de dureté requis. Tous ces alliages ont également été testés mécaniquement de façon à obtenir une compréhension des effets des additifs sur les propriétés mécaniques de tractions pour les mêmes conditions appliquées aux blocs de test d'usinage. Les tests d'usinage ont été faits sur une machine d'usinage horizontale haute vitesse Makino A88E sous des conditions fixes lesquelles incluent la vitesse de coupe, la vitesse d'avance, la longueur de la coupe, la géométrie de l'outil, le matériau de l'outil ainsi que le liquide de refroidissement. Les critères d'usinage observés sont les forces et les moments total de coupe, la durée de vie de l'outil en termes de nombre de trous percés ou taraudés jusqu'au bris de l'outil, la morphologie des copeaux et l'arête rapporté (BUE). Les résultats démontrent que la présence de « sludge » sous la forme de points durs a un effet sur la force de coupe et la durée de vie de l'outil qui est réduite de moitié par rapport à l'alliage de base. La formation de la phase a-Fe dans l'alliage Ml a un effet bénéfique sur la durée de vie de l'outil, ainsi cet alliage est celui qui donne le plus grand nombre de trous percés comparativement aux alliages contenant le « sludge » ou /?-Fe; ces résultats pourraient être expliqués par le fait que la formation des intermétalliques a-Fe avec leur morphologie de scripts chinois arrondis et de leur présence à l'intérieur des dendrites a-Al améliore l'homogénéité de la matrice par un durcissement des dendrites. L'augmentation du fer de 0,5% à 1% dans l'alliage 396-T6 contenant 0,5% Mn produit une amélioration distincte de l'usinabilité en termes de force de coupe et de durée de vie de l'outil. Lors des tests de taraudage, il a été trouvé que les outils en acier rapide sont considérablement plus sensibles aux phases intermétalliques de fer que les outils en carbure11 utilisés pour le perçage L'ajout de Fe ou de Mn semblent avoir aucun effet sur l'arête rapporté (BUE) et sur la morphologie des copaux comparativement à l'alliage de base. L'augmentation des niveaux de Cu ou de Mg dans l'alliage 396-T6 ont tous des effets nuisibles sur la durée de vie du foret. Cette réduction de la durée de vie du foret pourrait être attribuée à la formation d'une grande quantité de blocs de la phase A^Cu et à la formation de plaques épaisses de la phase Al-Si-Cu-Mg. L'alliage expérimental sans Mg affiche les plus faibles force et moment de coupe en plus de produire le plus grand nombre de trous de tous les alliages étudiés. Cette observation pourrait être expliquée par une précipitation combinée des phases durcissantes AI2CU, Mg2Si, Al2CuMg et AlsSiôQ^Mgg dans les alliages contenant du Mg lesquels confèrent une plus grande résistance à l'alliage que la précipitation seule de la phase AI2CU de l'alliage sans Mg. Une comparaison entre l'alliage modifié et non-modifié (contenant les mêmes niveaux de Mg et de Cu) en terme de nombre de trous percés, révèle que la morphologie des particules de Si a un effet sur la durée de vie de l'outil. L'ajout de petites, mais efficaces, quantités d'éléments de décolletages aux alliages de fonderie Al-Si améliore considérablement l'usinabilité de ces derniers. L'alliage contenant du Sn a un effet sur la durée de vie des forets en carbure et des tarauds en acier rapide. D'un autre côté, les alliages contenant du Bi mènent à un grossissement des particules de Si eutectique résultant à une détérioration de la durée de vie de l'outil. L'ajout simultané d'une petite quantité de deux ou de plusieurs éléments insolubles dans l'aluminium a un plus grand effet sur l'usinabilité en termes de réduction de la force et du moment de coupe que les ajouts individuels de chaque élément. L'ajout de Pb, Bi et Sn semble n'avoir aucun effet sur la formation de l'arête rapporté (BUE) ou sur la morphologie des copeaux excepté que l'alliage contenant du Bi montre un légère tendance à réduire la formation de l'arête rapporté (BUE) et il produit également des copeaux en forme d'éventail plus petit que ceux observés pour les alliage sans Bi. Un examen visuel des copeaux révèle que la forme d'éventail est de loin la forme prédominante pendant le perçage, de plus elle est considérée comme la forme idéale pour beaucoup d'application de perçage. La fragmentation des copeaux des alliages contenant la phase AbCu était supérieure à celle des alliages contenant la phase Mg2Si. Ainsi, l'addition combinée de Cu et de Mg devrait raffiner davantage la taille des copeaux produits. L'examen des forets usés a montré que le maximum d'usure prend place au coin extérieur de l'arête du foret, alors qu'un minimum d'usure se produit à, ou près de, la pointe du foret. Lorsque les coins du foret sont arrondis, le foret colle à la pièce et se brise si le procédé de coupe n'est pas arrêté à temps. Pour les tests de taraudage, le principal mécanisme d'usure observé est l'adhésion, même si une certaine abrasion pourrait se produire lors du taraudage des alliages contenant le « sludge » et le Bi. La rupture se produit fréquemment dans la patrie chanfreinée du taraud puisqu'elle génère une majeure partie de la force résultante, en raison de la plus grande section de copeaux apparentée aux dents du chanfrein.

Les alliages d'aluminium gagnent un peu plus de terrain comme matériaux de premier choix et plus particulièrement dans les industries du transport où le rapport résistance mécanique/poids est de première importance. L'activité croissante dans le recyclage des automobiles usées en vue de diminuer les coûts de production conduit à la contamination du métal produit par le fer provenant des équipements de fonderie et du métal recyclé. Ce fer qui ne peut être immédiatement retiré de l'aluminium liquide par les méthodes conventionnelles de traitement en fonderie rend la production industrielle des alliages à faible teneur en fer cher et limite l'utilisation de ces derniers. L'alliage d'aluminium B206 dont la composition nominale maximise à 0.1% la teneur en fer rentre dans cette catégorie. L'objectif principal de ce travail de recherche était donc d'augmenter la teneur en fer dans cet alliage sans conséquences fatales sur les propriétés mécaniques afin qu'il puisse être produit par recyclage et devenir compétitif par rapport à son prix. Ceci à été fait en neutralisant le fer par le silicium et réalisé en étudiant l'influence des additions de fer et de silicium sur la solidification, la fissuration à chaud, et les propriétés mécaniques des alliages d'aluminium de type B206. Les études sur la solidification ont été réalisées parce que les propriétés mécaniques finales d'un matériau dépendent grandement de sa microstructure tel que coulée, donc de son historique de solidification. Différents rapports de Fe/Si et deux vitesses de refroidissement (faible et élevé) ont été utilisés, les autres éléments mineurs d'alliage maintenus presque constant. Pour chaque rapport Fe/Si, deux teneurs en cuivre ont été utilisées afin d'évaluer son importance. Les coulées ont été réalisées dans des petits moules pouvant former des échantillons d'environ 80 grammes en poids. Les données de solidification étaient l'évolution de la température en fonction du temps fournies par deux thermocouples placés dans le métal liquide au centre et tout près du bord du moule avant le début de la solidification Les techniques de caractérisation utilisées inclus l'analyse thermique et la simulation thermodynamique pour déterminer le parcours de solidification. Pour l'identification des phases, nous avons réalisé des analyses par microsonde et microscopie électronique à balayage (MEB). La microscopie optique couplée à l'analyseur d'image a été utilisée pour la quantification. Afin d'optimiser les traitements thermiques, la calorimétrie différentielle à balayage (DSC) a été utilisée. Les études sur la fissuration à chaud ont été réalisées parce que ce défaut est inhérent aux alliages aluminium-cuivre et préjudiciable aux propriétés mécaniques. Un moule à barres contraintes à été utilisé dans cette étude. C'est un moule en fonte dont la cavité est capable de produire quatre barres contraintes cylindriques de 12,7mm de diamètre avec des longueurs nominales de 50.8mm, 88.9mm, 127mm, et 165.1mm. Les compositions chimiques des alliages utilisés étaient assez similaires de celles utilisées lors de l'étude sur la solidification telles que la différence ne puisse significativement affectée le résultat. Les techniques de caractérisation utilisées inclus la détermination physique de la sensibilité à la fissuration à chaud des alliages par l'indexation des fissures et la détermination théorique par la méthode de l'intervalle de vulnérabilité des alliage. Les propriétés mécaniques ont été évalués à température ambiante à travers les essais de dureté, de traction et d'impact sur les échantillons dans les conditions telles que coulée et traités thermiquement. Les mesures de dureté ont été réalisées à l'aide d'un microduromètre de type Clemex contrôlé par ordinateur, ayant une capacité de 10 à 10000 gf et pouvant produire des méthodes de test Vickers et Knoop en accord avec les standards ASTM E-384. Les propriétés en traction ont été déterminées à l'aide d'une machine servo- hydraulique de type MTS. Les propriétés en impact ont été évaluées en utilisant une machine de type Charpy. Le même métal liquide utilisé pour la caractérisation de la fissuration à chaud à été coulé dans un moule de type ASTM B-108 et un moule en acier doux pour la production des échantillons nécessaires aux tests respectivement de traction et d'impact. Les temps de mise en solution de 2, 3, 4, 5, 6, 8, et 16 heures ont été utilisés suivis du vieillissement naturel et/ou artificiel dépendamment du rapport Fe/Si dans l'alliage. Les mesures de dureté ont été réalisées sur les échantillons préparés à partir des barres fracturées lors du test de traction et qui ont aussi servies pour la caractérisation microstructurale. Les résultats des études sur la solidification montrent que le fer est principalement précipité soit sous la forme de phase P(CuFe) ou a(MnFe) ou des deux dépendamment aussi bien de la teneur en fer et en silicium de l'alliage que du taux de refroidissement. Dans les alliages ayant une teneur massique en fer d'environ 0.3%, la précipitation de la phase P(CuFe) peut être largement supprimée si le rapport Fe/Si est de 1 et le taux de refroidissement modérément élevé. La faible mobilité de la large facette des plaquettes de la phase P(CuFe) est probablement la cause de sa faible quantité, plus particulièrement quand les atomes de fer ont la possibilité d'être capturés par une autre phase, dans ce cas la phase a(MnFe). Les résultats des études sur la fissuration à chaud montrent que la susceptibilité dans ce cas est grandement influencée par le rapport Fe/Si et la concentration nominale de chacun de ces éléments. Cette influence est exercée par la détermination de la quantité de métal liquide présente à la température eutectique et le temps passé en régime vulnérable. La meilleure résistance est obtenue avec un rapport proche de 1 et des faibles concentrations de fer et de silicium. La résistance baisse lorsque ce rapport s'éloigne de 1. Plus le rapport est élevé, plus mauvais est la résistance à la fissuration à chaud, spécialement avec un rapport de deux et plus. Les résultats des tests mécaniques montrent que les propriétés sont grandement influencées par le rapport Fe/Si et la concentration nominale de chacun de ces éléments, les meilleures propriétés étant obtenues avec un rapport Fe/Si proche de 1 et des faibles concentrations de fer et de silicium, en accord avec les résultats obtenus lors des études sur la solidification et la fissuration à chaud. Deux paramètres principaux ont été identifiés comme déterminants les propriétés des alliages traités thermiquement; la solubilité de la phase AI2CU et l'accroissement de l'espace inter-dendritiques. Les résultats des expériences présentes montrent qu'en doublant ou en triplant la limite actuelle de 0.1% de fer tout en gardant un rapport Fe/Si de 1, il n y aura aucune difficulté à atteindre au vieillissement naturel (T4) la ductilité minimale de 7% requise par l'industrie automobile tout en augmentant les résistances élastique et mécanique du matériau. Par rapport aux valeursVI maximales de déformation calculées, la perte en ductilité pourrait même être réduite à environ 2.5% avec une amélioration dans la pratique de coulée. Au vieillissement artificiel (T7), il sera très difficile voir impossible d'atteindre la ductilité minimale de 7% requise par l'industrie automobile avec 0.2%Fe et 0.2%Si, alors que avec 0.3%Fe et 0.3%Si c'est probablement impossible. L'énergie d'impact montre une bonne corrélation avec la ductilité en traction, les résultats montrent que la baisse en énergie absorbée par les alliages contenant environ (0.2%Fe, 0.2%Si) et (0.3%Fe, 0.3%Si) en comparaison à l'alliage B206 est reliée à l'énergie de propagation des fissures. Dans les conditions expérimentales actuelles, ces alliages présentent une ductilité inférieure a celle de l'alliage de base B206, mais largement supérieure a celles de certains alliages tels que le A3 56 et le A319 présentement utilisés dans l'industrie automobile. A cet effet, ils méritent une certaine attention.

Le développement de nouveaux alliages, caractérisés par un rapport résistance-poids élevé et par un faible coût de production est un des objectifs majeurs de l'industrie de l'automobile afin de réduire les émissions de CO2 en réduisant le poids des pièces tout en conservant les propriétés mécaniques à haute température. L'alliage Al-2%Cu contenant 2%Cu, l%Si, 0.4%Mg, 0,42%Fe, 0.7%Mn et 0.02%Ti est l'un de ces alliages. Sa faible teneur en Cu et Si associé à un niveau acceptable de la résistance à la traction, permet à ce dernier de remplacer un certain nombre d'alliages comme le 319 pour des applications similaires telles que la coulée de culasses et de bases de moteur. En tant que nouvel alliage, il nécessite une enquête approfondie afin d'optimiser différentes caractéristiques telle la coulabilité, la microstructure et les propriétés mécaniques. Cette étude a été entreprise afin d'étudier les effets des additifs chimiques comme le zirconium et le scandium sur la microstructure, les propriétés de traction et la susceptibilité à la déchirure à chaud. Cette enquête a été réalisée à partir de 31 compositions d'alliage (Al-2%Cu) qui ont été divisés en trois catégories d'alliages principaux liés à la microstructure, les propriétés de traction et les enquêtes sur la déchirure à chaud. À titre comparatif, sept compositions de l'alliage 206 (Al-4%Cu) ont également été employées. Dans la première catégorie, dix alliages ont été coulés utilisent comme principaux additifs le Zr et le Se en combinaison avec le Ti-B, le Sr et l'Ag sous des conditions de refroidissement lent d'environ 0,3°C/s et à des concentrations relativement élevées de 0,5%Zr et 0,5%Sc. Un certain nombre d'intermétalliques primaires de Zr, Se et Zr-Sc ont été observés dans les alliages étudiés, à savoir la phase étoilée Al3(Sci-xZrx), les phases AI3SC, V-AISC2S12, A^Zr, en plus de deux autres composés intermétalliques de Zr. Il a été observé que les cristaux A^Zr servent de noyaux pour les phases étoilées qui croient par la précipitation des couches d'A^Sc, avec la substitution progressive des atomes Se par les atomes Zr. Également, la phase en étoile continue de croître à l'état solide par l'absorption de Se pour ainsi former la phase AI3SC, observée sous la forme de spirale sur les bords de la particule. Des composés intermétalliques inconnus ternaires AlZrSi et quaternaires AlZrTiSi ont également été détectés. Il a été constaté que les additions combinées de Zr et Se ont grandement modifiées la taille et la morphologie des grains de l'alliage de base. La taille des grains diminue proportionnellement avec l'augmentation de la fraction volumique des intermétaîliques résultants de l'ajout combiné de Zr et de Se qui, à son tour, conduit à la formation à profusion de la phase étoilée. Les effets bénéfiques des éléments de transition Zr, Se, Ti à affiner la taille des grains a-Al et à transformer la morphologie d'un précipité dendritique à tm non-dendritique mène, indirectement, à une réduction sensible de la taille des composés intermétalliques tels que les phases a - Fe et AfcCu. Dans la seconde catégorie, dix-sept alliages différents ont été préparés en utilisant différentes additions de Zr, Se, Ti-B, Sr, Ag et Si. Ces alliages ont été divisés en quatre11 sous-groupes, comme suit: Zr-Ti, Zr-Srs Zr-Sc et les alliages de silicium. Les barreaux pour les essais de traction (Vitesse de refroidissement 7°C/s) coulés de ces alliages ont été mis en solution pour une période de 8 heures à 490°C, puis durci par vieillissement à des temps de 2, 4, 6, 10, 16, 24 et 48h à 180°C et 0.5, 1, 1.5, 2, 4, 6, 10, 16, 24 et 48h à 220°C. Il a été signalé que les additions combinées de Zr-Ti, Zr-Sr, Zr-Sc réduit considérablement la taille des grains de l'alliage de base de 219 microns à 104-46 um étant donné que ces éléments forment des intermétalliques trialuminide primaire y compris Al3(Sci-xZrx), Al3(Scj.x. yZrxTiy), et AlsZr qui agissent comme sites de nucléation pour les grains a-Al, produisant ainsi une structure fine non dendritique. La morphologie raffinée non-dendritique produite par les additions combinées de Zr-Ti, Zr-Sr, Zr-Sc a entraîné une réduction d'environ 65% dans la fraction de surface de la phase Ai-2%Cu dans l'alliage de base, et à une réduction de la porosité d'environ 50%. Une augmentation de 2%Si a également produit les mêmes résultats, provoquée par l'augmentation de la teneur en Al-Si eutectique. Le durcissement maximal est atteint après des vieillissements de ÎOh et 24h à 180°C et de lh et 2h à 220°C. Les groupes d'alliage Zr-Sr et Zr-Ti ont fournis la meilleure amélioration des propriétés de mécaniques de l'alliage de base Al-2%Cu alors que les groupes Zr-Sc et Si occupent le troisième et quatrième niveau, respectivement. L'alliage contenant 0.02%Sr-0.7%Zr a fourni la plus grande limite à la rupture et des valeurs de résistance de 383 MPa et 326 MPa, respectivement, après 4h de vieillissement à 180°C. La résistance de l'alliage augmente dans le groupe d'alliage Zr-Ti en raison de l'augmentation de la teneur en Zr de 0,15% à 0,7% après un vieillissement de IOh à 180°C. Cette augmentation peut être attribuée aux dispersoïdes A^Zr et Als(Zri xTix) agissant en tant que sites de nucléation hétérogène pour les phases durcies par vieillissement, à l'action modifiante du Zr sur la phase AfeCuMg et à Faction du Zr-Ti à produire une structure de grains raffinés non- dendritiques. Les additions combinées de Zr-Sr et Sr-Ti produisent les meilleurs niveaux d'allongement de tous les alliages étudiés, comme en témoignent les alliages contenant 0.02%Sr-0.15%Ti et 0.02%Sr-0.7%Zr. Ces niveaux améliorés sont le résultat des effets de la modification du Sr sur les particules ot-Fe, ainsi que le rôle du Zr et du Ti à produire une structure non dendritique QJ-AI. L'alliage contenant 0.02%Sr-0.15%Ti a montré le plus haut niveau de résistance au ramollissement au cours du vieillissement à 220°C en raison des effets respectifs de la modification et du raffinage du Sr et du Ti sur la microstructure. La troisième catégorie d'alliage comprend six alliages sélectionnés dans la seconde catégorie afin d'étudier les effets de la composition chimique et des paramètres du moule sur la susceptibilité à ia déchirure à chaud (HTS) du nouvel alliage Al-2%Cu. Les résultats HTS ont été comparés avec l'alliage 206. Généralement F alliage de base Al-2%Cu a donné une plus grade résistance à la déchirure à chaud que l'alliage 206. Une température du moule élevée est bénéfique dans la réduction de la susceptibilité à la déchirure à chaud des alliages Al-2%Cu et 206 par une baisse de la valeur HTS de 21 à 3 et 9, respectivement. La température du moule est passée de 250°C à 450°C. Le raffinement de la structure des grains obtenus avec les additions de Zr-Ti ou Ti a diminué la gravité de la déchirure à chaud suite à l'augmentation du nombre de film inter granulaire liquide par unité de volume et a retardé l'atteinte du point de cohérence. L'augmentation de la teneur en silicium réduit considérablement la vulnérabilité à la déchirure à chaud de l'alliage Al-2%Cu; cette réduction est attnbuable à une augmentation de la fraction volumique de l'eut ectique, et une diminution du point de fusion de l'alliage. L'ajout du Sr a détérioré la résistance à la déchirure à chaud en raison de la formation d'oxydes de Sr et à l'extension de l'échelle de congélation de l'alliage. Il a été signalé que les particules os-Fe peuvent gêner la propagation de la fissure lors de la déchirure à chaud.

La présent travail de recherche a été réalisée pour étudier les effets de la quantité de Mg, de la vitesse de refroidissement et des conditions de vieillissement sur la ténacité d'alliages industriels et expérimentaux 319, modifiés et non modifiés au Sr. Les résultats obtenus montrent que la quantité de Mg, les conditions de vieillissement et le taux de refroidissement ont un effet significatif sur la microstracture des alliages expérimentaux et industriels et, par conséquent, sur les propriétés mécaniques. Ces effets sont observables sur les propriétés mesurés lors d'essai de resilience effectués sur les alliages considérés et ce, pour différentes conditions. Dans les échantillons élaborés et utilisés dans ce travail, on remarque que l'aire et la longueur des porosités sont supérieures dans les alliages industriels, pour les alliages modifiés et non modifiés au Sr. La valeur de ces paramètres (utilisés pour étudier les porosités présentes) augmente avec une modification au Sr et avec l'utilisation de taux de refroidissement lent et ce pour tous les alliages étudiés. Lorsque jusqu'à 0,6% Mg est ajouté aux alliages 319, la valeur de ces paramètres augmente significativement. La modification au Sr augmente la quantité de Si eutectique dans la condition telle que coulée, ce qui indique un raffinement de la microstructure ; la taille et le facteur de forme des particules Si eutectique sont aussi affectés. De plus, l'addition de Sr conduit à une ségrégation des phases cuivre dans les zones éloignées du Si eutectique modifié et en périphérie des dendrites, ce qui entraîne la précipitation de la phase AI2CU sous la forme de bloc et rend ainsi cette phase plus difficile à dissoudre que la phase plus fine de type eutectique. L'addition de Mg aux alliages 319, particulièrement 0,6% en poids, modifie la morphologie des particules Si et réduit la température eutectique de la phase AI-AI2CU Cette réduction de température augmente avec l'ajout de Mg. L'ajout de Mg produit aussi une ségrégation des phases Cu ce qui mène à précipitation de la phase AI2CU sous la forme de bloc. Une augmentation de Mg dans les alliages contenant du Sr provoque une augmentation des particules Si (aire, longueur et rapport de forme) et une réduction du facteur de circularité en réduisant la modification produite par le Sr. L'addition de Mg dans les alliages 319 contenant du Fe produit la précipitation des phases Mg2Si, Q-AlsMgsG^Siô et it- AlgMg3FeSiô. Les phases Q- et T- apparaissent sous la forme de scripte et non sous la forme de particules irrégulières. Le Mg raffine légèrement la phase Si et a un effet négatif sur la modification au Sr ; la microstracture passe d'un état modifié à un état partiellement modifié. Les particules de la phase eutectique AI2CU ont été entièrement dissoutes dans la matrice d'aluminium après le traitement de mise en solution pour tous les alliages étudiés. Des particules ultrafines Si ont été observées à la fin du processus de solidification. Les intermétalliques A^Cu, Q-AlsMggC^Sie, et a-FeAl15Fe3Si2 apparaissant sous la forme de bloc sont insolubles, les phases jS-FeAlsFeSi and Tr-AlsMgsFeSiô apparaissant sous la forme de plaquettes sont partiellement solubles et la Mg2Si phase est dissoute complètement durant une mise en solution à 495°C/8hrs. Pour les taux de refroidissement utilisés dans cette étude, l'espace entre les bras dendritiques est de 24um et 50um. Le plus haut taux de refroidissement (espace inter dendritique égal à 24um) est le paramètre dominant dans le contrôle de la taille et de la distribution des particules Si, des phases intermétalliques et des porosités pour les alliages modifiés et non modifiés au Sr. L'addition de Mg et Cu améliore la dureté des alliages testés, spécialement dans la condition de traitement thermique T6. Le plus haut taux de refroidissement augmente la dureté, particulièrement pour les alliages non modifiés contenant du Mg. L'addition de Sr réduit cependant la dureté des alliages contenant ou non du Mg. Cette réduction de dureté provient du délai requis pour la précipitation de la phase Mg2Si durant le vieillissement des alliages contenant du Mg. Pour les alliages ayant un traitement thermique T7, des valeurs de duretés inférieures sont obtenues et, conséquemment, des valeurs de ténacité supérieures à celles alliages avec un traitement T6 sont obtenues. Pour les traitements T6 et T7 et pour les alliages modifiés ou non au Sr, des valeurs de dureté et des énergies d'impact supérieures ont été obtenues pour les alliages expérimentaux. Le vieillissement des alliages 319 contenant du Mg à 180C (condition T6) produit une augmentation prononcée de la dureté durant les deux premières heures de vieillissement. À 180C, une augmentation de dureté est observée pour les premières heures de vieillissement, suivi d'un plateau pour un vieillissement allant de 2 à 12 heures, avec une période significative de sur vieillissement au-delà de 12 heures. À 220C, l'augmentation de dureté initiale est suivie par un vieillissement optimal et par une période de sur vieillissement après 2 heures. L'ajout de Mg et Cu réduit la ténacité des alliages testés, particulièrement dans les conditions T6. L'utilisation d'un taux de refroidissement élevé produit une augmentation des propriétés d'impact, particulièrement pour les alliages non modifiés contenant du Mg. L'addition de Sr réduit cependant la ténacité des alliages avec et sans Mg. Cette réduction est principalement le résultat de la ségrégation de la phase A12Cu. Le vieillissement des alliages contenant du Mg à 180C (traitement T6) et à 220C (traitement T7) produit une rapide réduction de la ténacité durant les deux premières heures du vieillissement. A180 et 220C, cette réduction initiale est suivie par un plateau se produisant entre 2 et 24 heures, avec une période significative de sur vieillissement au-delà de 24 heures. Les propriétés d'impact de l'alliage 319 sont influencées par la microstructure, laquelle dépend fortement des conditions de solidification et la composition de l'alliage. Un taux de refroidissement rapide améliore la ténacité des alliages expérimentaux et industriels étudiés. La présence de Cu réduit significativement les propriétés d'impact, lesquelles sont principalement associés aux phases AÎ2CU et non aux particules eutectiques Si . L'augmentation de Mg produit aussi une ségrégation de la phase AI2CU dans une forme d eIl l bloc fragile ce qui réduit la ténacité des alliages, particulièrement pour les alliages modifiés au Sr, même si l'ajout de Mg améliore la réponse de l'alliage au vieillissement artificiel. La plus grande partie de l'énergie absorbée est utilisée pour initier les fissures, i.e. que l'énergie d'initiation des fissures et supérieures à leur énergie de propagation. Cette observation reflète bien la grande ductilité des alliages 319 étudiés. Cette ductilité peut être améliorée par l'homogénéisation des alliages et par l'accroissement de la résistance des phases intermétalliques Mg2Si, A^CuMg et Q-AlsMggC^Sie. L'homogénéité des alliages peut être améliorée par l'addition de AI2CU eutectique. La surface de rupture des alliages non modifiés est constituée de longues particules Si fissurées. L'addition de Sr produit une structure avec des cupules dans la matrice. Avec l'augmentation de la quantité de Mg jusqu'à 0,6%, des particules fissurées des phases Q- Al5Mg8Cu2Si6 and TT-AlgMgsFeSie apparaissent. La réduction du taux de refroidissement et l'augmentation de la température de vieillissement n'altère pas le mécanisme de rupture pour alliage donné. La ségrégation des phases AI2CU loin des régions Al-Si eutectiques provoquée par l'ajout de Sr produit une mauvaise dissolution des phases AI2CU durant le traitement thermique. La présence de relativement large proportions de AI2CU non dissoutes réduit les effets bénéfiques de la matrice ductile Al, ce qui diminue la ténacité.

De nos jours, les constructeurs automobiles cherchent à augmenter la performance de leurs véhicules et à diminuer les émissions polluantes. Un des moyens pour y parvenir est de diminuer la masse de leurs véhicules. Pour ce faire, ils ont recourt aux polymères (vinyle, ABS...), aux matériaux composites (fibre de verre, fibre de carbone présent dans certains véhicules...) et des métaux légers (aluminium, magnésium et titane). L'utilisation de l'aluminium dans la fabrication des moteurs est une excellente façon de diminuer la masse des véhicules. Le procédé utilisé par plusieurs constructeurs pour febriquer ces pièces est celui de la mousse perdue qui s'avère être une technique peu dispendieuse, rapide et efficace. La grande différence entre le procédé de la mousse perdue et les autres procédés de mise en forme est essentiellement l'absence de cavité vide. En effet le modèle de polystyrène utilisé pour fabriquer le moule employé lors du procédé de la mousse perdue persiste jusqu'à la coulée du métal. La dégradation du modèle de polystyrène introduit des nouveaux paramètres dans les équations du remplissage et de la solidification qui, couplés au traitement du métal liquide, auront des répercussions sur la microstructure et ultimement sur les propriétés mécaniques. Le présent travail se veut une analyse des effets du traitement du métal liquide sur la microstructure et les propriétés mécaniques de pièces produites industriellement selon le procédé de la mousse perdue à partir des alliages Al-Si-Mg et Al-Cu. De plus, le travail permettra le transfert de technologie à travers une comparaison entre des coulées préparées sous des conditions idéales de laboratoire et celles produites actuellement dans l'industrie dans le but d'améliorer la qualité des produits. Tout d'abord, les phases et les autres éléments microstructuraux des alliages employés (220, 356 et 357) ont été caractérisés à l'aide de l'analyse thermique. Ensuite, les effets du traitement du métal liquide (modification, affinage de grain et dégazage) des pièces produites selon le procédé de la mousse perdue sur leur microstructure et leurs propriétés mécaniques (traction et dureté) ont été évalués et puis comparés à d'autres échantillons provenant de différents types de moules (métallique standard ASTM B108, métallique à section large et solidification dirigée). L'étude des effets des paramètres de coulée sur la microstructure des alliages 356, 357 et 220 produits selon le procédé de la mousse perdue a été menée en employant plusieurs techniques d'analyse : la microscopic optique, l'analyse d'images et la microscopie électronique à balayage. Les effets sur les propriétés mécaniques ont également été évalués à travers une analyse exhaustive d'éprouvettes d'essai de traction. À la lumière des résultats obtenus, il a été observé que la composition chimique de l'alliage mère de strontium n'avait aucun effet sur la microstructure et sur les propriétés mécaniques des alliages employés. La valeur de l'espace interdendritique secondaire pour l'assise des boulons de culasse est d'environ 68 um comparativement à 52 um pour la chambre de combustion. Cette différence démontre l'existence de plusieurs vitesses de solidification à l'intérieur d'une même pièce. Le moule métallique à section large donne une vitesse de refroidissement similaire à celle observée dans la chambre de combustion puisque la valeur de l'espace interdendritique secondaire est de 56 um. Les vitesses de solidification pour l'assise des boulons de culasse et pour le troisième niveau (100 mm) du moule à solidification dirigée sont identiques puisqu'ils ont la même valeur d'espace interdendritique secondaire. L'augmentation de la taille des particules de silicium eutectique en présence de bore et de strontium démontre que ces derniers réagissent ensemble pour former le composé SrB6 qui réduit les effets propres à chacun de ces deux éléments, c'est-à-dire qu'en présence de ces deux éléments, l'affinage des grains et la modification de l'eutectique sont compromis. L'observation faite pour tout les types de moules démontre également l'indépendance de cette interaction à la vitesse de solidification. Le refroidissement rapide du métal provoque une diminution de la taille des particules eutectiques à l'état brut de coulée. Cependant, le traitement T6 peut annuler cet effet si les particules eutectiques entrent dans la phase de croissance. La croissance des particules de silicium eutectique n'est pas aussi rapide dans l'assise des boulons de culasse que dans la chambre de combustion et démontre que la taille de ces particules dépend grandement de la géométrie de la pièce. L'hydrogène joue un rôle prédominant sur la formation de la porosité. Par contre, le modèle en mousse laisse une empreinte sous la forme de trous qui peuvent être confondus avec les pores ou les retassures. Cette empreinte est surtout présente pour les échantillons provenant de la chambre de combustion en raison de leur faible épaisseur («10mm). De plus, la vitesse de solidification affecte la porosité en réduisant le temps nécessaire à la formation de celle-ci. Ainsi, une vitesse de solidification élevée générera moins de pores. Toutefois, un autre phénomène tout aussi important apporte une contribution non négligeable à la formation de la porosité : la ségrégation de l'hydrogène qui se produit en avant du front de solidification. Ainsi, la porosité est contrôlée par une combinaison entre le niveau d'hydrogène et la vitesse de solidification comme démontré par les résultats obtenus du moule à solidification dirigée. Les valeurs de la dureté et de la limite d'élasticité varient selon la composition chimique de l'alliage employé. Des gains de 17% et 24 % sont observés pour la dureté et la limite d'élasticité pour l'alliage 357 par rapport à l'alliage 356. Cette différence est causée par les différentes concentrations de magnésium qui, sous l'action du traitement thermique T6, précipitent sous la forme de Mg2Si. La dureté de l'alliage 220 augmente de 18% et la limite d'Elasticité de 15% par rapport à celle mesurée pour l'alliage 356. Dans ce cas, la phase durcissante AfeCu est responsable de cet accroissement. Tous ces accroissements de la valeur de la dureté sont indépendants du type de moule employé. L'ajout d'hydrogène diminue la dureté d'environ 25%, tous alliages confondus et toutes techniques de mise en forme confondues. De plus, l'hydrogène détériore la ductilité en causant une fragilisation qui se manifeste par une décohésion accentuée au niveau des pores. La fragilisation des alliages d'aluminium dépend de la microstructure, du taux de déformation et de la température. Les valeurs de la dureté et de la limite d'élasticité sont surtout contrôlées par le niveau de magnésium dans l'alliage, tandis que la ductilité est surtout contrôlée par la porosité et l'espace interdendritique secondaire. La différence entre les résultats des paramètres mesurés obtenus pour les échantillons produits selon le procédé de la mousse perdue et ceux issus pour les autres types de moules est essentiellement causée par la porosité (retassure, hydrogène et résidus pyrolyses) et par l'espace interdendritique secondaire qui est 170% plus grand que celui mesuré pour le moule métallique standard.

Les alliages d'aluminium sont de plus en plus utilisés dans les domaines de l'ingénierie. En effet, leurs excellentes propriétés mécaniques, ainsi que leur faible densité en font des alliages de hautes performances. L'assemblage des alliages d'aluminium par soudage n'est cependant pas aussi facile que pour le cas de l'acier et demande de plus grandes précautions. Ces difficultés sont grandement causées par les propriétés physiques et thermiques des alliages à base d'aluminium. Minimiser l'apport de chaleur aux pièces à souder peut, dans certains cas aider à surmonter ces difficultés. Le soudage par procédé hybride laser-GMAW est un procédé à haute densité énergétique, ce qui permet de diminuer la chaleur introduite à la pièce. Cependant, dans le cadre d'essais effectués au Centre des technologies de l'aluminium du conseil national de recherches du Canada, sur l'alliage d'aluminium AA6061-T6, un problème de fissuration à chaud a été observé lorsque de grandes vitesses de soudage sont utilisées. Ces essais ont été réalisés en configuration cordon sur plaque avec un métal de base de nuance AA6061, ainsi qu'un matériau d'apport de type AA4043. La fissuration à chaud est occasionnée par le changement dimensionnel des métaux avec la température ainsi que par le bridage empêchant cette modification volumique. Le présent projet ne vise que l'étude de la partie métallurgique de la fissuration à chaud. Plusieurs essais ont été réalisés à l'aide de plans d'expériences afin de cibler l'influence des éléments d'alliages ainsi que celle de la microstructure, sur la fissuration à chaud des soudures. Chaque cordon de soudure a été observé à faible grossissement optique afin de déterminer le degré de sévérité de la fissuration à chaud. Par la suite une coupe transversale de chaque cordon a été effectuée afin de caractériser la géométrie ainsi que la composition chimique. Une analyse en profondeur à l'aide d'un microscope électronique à balayage (MEB) a par la suite été produite sur certains échantillons. Ces essais ont permis de démontrer que la vitesse de soudage avait une influence certaine sur le phénomène de fissuration de solidification. De plus, la composition chimique de l'alliage peut sérieusement affecter le degré de sensibilité à la fissuration à chaud. Des résultats ont démontré que le ratio fer/silicium peut avoir une grande influence sur le phénomène de fissuration à chaud. En effet, certains composés intermétalliques pourraient causer la fissuration de solidification lors du soudage hybride laser-GMAW.