Physical and mathematical modelling studies were performed, in order to analyze various transport phenomena occurring during steel making tundish operations. Their effects on liquid metal quality were reported. A full-scale water model of a twelve tonne, delta shaped, four strand, billet caster tundish was used for physical modelling. The commercial code ANSYS FLUENT 12 was used for carrying out mathematical modelling. The tundish used in the present study is a full scale replica of that operated at the RTIT/QIT plant in Sorel Tracy, Canada and is located at MMPC's water modelling laboratory at McGill University. It is a long lasting fact that the flow pattern within a tundish greatly affects the output metal quality. As such the insertion of flow modifiers in a tundish is a common practice. In the present study, eighteen different arrangements of flow modifier systems (combinations of impact pad and dams) were considered, and mathematical modelling was performed to predict the inclusion removal efficiency for each tundish configuration. A new dimensionless number (Gu) has been proposed, which is a good measure of steel cleanliness. During melt transfer from the ladle to the tundish, inert gas is injected into the ladle shroud, just below the slide gate, so as to prevent aspiration of ambient air. The effect of inert gas shrouding on the fluid flow patterns and slag movements have been numerically predicted by using a 3D mathematical model, and then validated with water model experiments. The effect of the alignment of the ladle shroud during melt transfer was also studied, using a 3D mathematical model, supported by subsequent water model experiments. It was demonstrated that a slight bias from the vertical can be very detrimental to steel quality. Remedial measures have been suggested. During typical steelmaking tundish operations, conditions are generally non-isothermal. Variable heat losses take place from the free surface and from the walls of the tundish. Similarly, during a ladle change, the steel poured in from the new ladle will tend to be at a higher temperature than the liquid steel remaining in the tundish. Flow patterns change under non-isothermal conditions and hence affect output steel quality. A thorough study has been performed to visualize the effect of thermal gradients on fluid flow patterns, and temperature distributions generated within the delta shaped tundish. / Dans la présente étude, la modélisation physique et numérique fut utilisée pour analyser l'effet sur la qualité du métal liquide de différents phénomènes de transports ayant lieu dans un panier répartiteur durant les opérations de coulée d'acier. Un modèle physique pleine échelle d'un panier répartiteur de forme triangulaire d'une capacité de douze tonnes comprenant quatre jets pour la coulée de billettes ainsi qu'un modèle mathématique utilisant le logiciel ANSYS FLUENT 12 fut utilisé. Le panier utilisant l'eau comme fluide plutôt que l'acier est une réplique de celui utilisé à l'aciérie RTIT/QIT de Sorel Tracy, Canada. Il est bien connu que les patrons d'écoulement qui se développent dans le panier affectent grandement la qualité du métal à la sortie et, en conséquence, l'insertion de modificateurs d'écoulements est pratique courante. Dans la présente étude, dix huit arrangements différents de modificateurs d'écoulements (panneaux d'impacts et digues) furent considérés et furent numériquement modélisés pour prédire l'efficacité à limiter l'entrainement d'inclusion lors de la coulée. Durant le transfert de l'acier de la poche de coulée vers le panier répartiteur, du gaz inerte est injecté dans le jet immédiatement en dessous de la valve coulissante pour prévenir l'aspiration d'air ambiant. L'effet de l'injection du gaz sur le patron d'écoulement et sur les mouvements du laitier de surface a été estimé grâce à un modèle mathématique en volume (3D) et les résultats furent validés expérimentalement en utilisant le modèle physique à l'eau contenant un laitier de microbilles de verre creuses flottantes. L'effet de l'alignement du jet provenant de la poche de coulée qui alimente le panier répartiteur fut aussi étudié par modélisation mathématique en trois dimensions et subséquemment, par des tests physiques avec l'eau. Il fut prouvé que les conséquences d'un léger désalignement vertical du jet est catastrophique et des solutions correctrices sont proposées.Durant les opérations réelles de coulées de l'acier avec panier répartiteur, les conditions ne sont pas isothermes. Il y a des pertes calorifiques provenant de la surface et des côtés du panier. Durant les opérations de changement de poche de coulée, l'acier provenant de la nouvelle poche peut aussi être plus chaud que le restant du panier provenant de la poche précédente. Les patrons d'écoulement change donc sous ces effets non isothermes et affectent aussi la qualité de l'acier sortant. Une étude poussée fut menée pour illustrer l'effet des gradients thermiques sur les patrons d'écoulements et sur la distribution de température dans le panier triangulaire.

During the past few decades, aluminum foam research has focused on the improvement of properties. These properties include pore structure and process reproducibility. High energy absorption capacity, lightweight and high stiffness to weight ratio are some of the properties that make these foams desirable for a number of diverse applications. The use of a transient liquid phase and melting point depressant was studied in order to improve aluminum foam manufactured through the powder metallurgy process and to create reactive Stabilisation. The transient liquid phase reacts with aluminum and helps encapsulate higher levels of hydrogen, simultaneously reducing the difference between the melting point of the alloy and the gas release temperature of the blowing agent (TiH2). A large difference is known to adversely affect foam properties. The study of pure aluminum foam formation was undertaken to understand the basic foaming mechanisms related to crack formations under in-situ conditions. Elemental zinc powder at various concentrations (Al-10wt%Zn, Al-33wt%Zn and Al-50wt%Zn) was added to produce a transient liquid phase. Subsequently, an Al-12wt%Si pre-alloyed powder was added to the Al-Zn mixture in order to further reduce the melting point of the alloy and to increase the amount of transient liquid phase available (Al-3.59wtSi-9.6%Zn and Al-2.4wt%Si-9.7wt%Zn). The mechanical properties of each system at optimal foaming conditions were assessed and compared. It was determined that pure aluminum foam crack formation could be suppressed at higher heating rates, improving the structure through the nucleation of uniform pores. The Al-10wt%Zn foams generated superior pore properties, post maximum expansion stability and mechanical properties at lower temperatures, compared to pure aluminum. The Al-Si-Zn foams revealed remarkable stability and pore structure at very low temperatures (640 to 660˚C). Overall, the Al-10wt%Zn and Al-3.59wt%Si-9.6wt%Zn foams offer superior properties compared to pure aluminum. / Depuis ses débuts, beaucoup de progrès a été réalisé concernant les mousses d'aluminium en termes d'améliorations de propriétées au niveau du procédé de production. Ces propriétées inclus les améliorations de la stabilité, reproductibilité et l'homogénéité. Les mousses métalliques ont plusieurs avantages leurs permettant d'être versatiles par rapport à de nombreuses applications. Ils incluent leurs capacités élevées d'absorption d'énergie, leurs faibles densités et leurs rigidités. Dans le cas de la production par métallurgie des poudres, certains de ces problèmes sont encore réels. Les résultats montrent qu'en utilisant un mélange précis de poudre élémentaire et allié, une phase liquide transitoire est créée de sorte à produire une stabilisation réactive des mousses. En utilisant des alliages contenant du silicium et du zinc, la température de moussage peut être grandement réduite. Ceci permet donc de réduire l'écart de température entre le point de fusion de l'alliage et la température de décomposition de l'hydrure de titane (TiH2). L'étude du procédé des métallurgies des poudres a eu lieu en utilisant de l'aluminium pur en but de comprendre la formation des fissures (in-situ) dans les précurseurs durant les stages initiaux de moussage. Des concentrations variées de poudre élémentaire de zinc ont été étudiées (A l-10wt%Zn, Al-33wt%Zn, Al-50wt%Zn) en but de produire cette phase liquide transitoire qui a pu être observée in-situ. Par la suite, des poudres pré-alliées Al-12wt%Si ont été ajoutés pour réduire davantage le point de fusion et augmenter le niveau de phase transitoire liquide (Al-3.59wt%Si-9.6%Zn, Al-2.4wt%Si-9.7wt%Zn). Les propriétés mécaniques de chaque système ont aussi été évaluées en but de comparaison. Il a été déterminé que la fissuration observée dans les mousses d'aluminium pur peut être supprimé à l'aide d'une phase transitoire dû à une nucléation des pores uniformes, améliorent les propriétées globale de la mousse. De plus une stabilité remarquable de la mousse suite à l'expansion peut être atteinte, tout en démontrant une homogénéité des pores et une stabilité de la mousse supérieure à l'aluminium pur.

The Ni-base superalloy, Waspaloy, was linear friction welded (LFWed) under various processing conditions. Specifically, axial shortening, in which all linear friction welding (LFW) parameters such as amplitude, frequency, pressure, and time are included, was varied from 0.7 to 4.6 mm. In-situ temperature measurements during welding were carried out by placing thermocouples at different locations from the weld interface. Mechanical properties of the weldments in the as-welded and post-weld heat treated (PWHTed) conditions were evaluated using tensile testing, integrated with the optical image correlation Aramis® system, and microhardness measurements. To correlate the process parameters and microstructural changes that affect the mechanical properties, microstructure evolution across the weld in the as-welded and PWHTed conditions was investigated using optical microscopy, electron backscatter diffraction (EBSD), scanning electron microscopy (SEM), energy-dispersive spectroscopy (EDS), transmission electron microscopy (TEM), and micro computed tomography imaging. Tensile testing indicated that there is a critical axial shortening value (2 mm) below which LFWed and PWHTed Waspaloy exhibited weak integrity. At and above this critical shortening, the yield strength and ultimate tensile stress values were more or less the same as those of the parent material. However, total elongation continued to increase with axial shortening even above the critical value due to decrease in the width of the thermomechanically affected zone (TMAZ). The sample with the highest axial shortening (4.9 mm), exhibited an elongation equal to 91 % of the parent material elongation. Weak integrity at axial shortening below 2 mm was mainly due to lack of bonding and/or presence of oxides at the weld interface. Microstructure examination using EBSD mapping revealed that dynamic recrystallization (DRX) occurred in a region about 1 mm wide on either side of the weld interface. In the as-welded condition, SEM and TEM studies indicated that progressive dissolution of γ' precipitates took place from the parent material to the weld interface, where almost no γ' precipitates were observed. The γ' dissolution significantly influenced the hardness profile measured across the TMAZ. The applied post-weld heat treatment (PWHT) restored the hardness in the weld region.The data recorded by thermocouples indicated that during LFW the temperature in the weld area reached up to 50 C below the melting point of the bulk alloy (1330 C). This temperature is well above the liquation temperature of the low melting point components in the alloy (1245 C). The possible occurrence of liquation and consequent microcracking were investigated in this study. It was shown that the high pressure applied during the oscillation and forge phases of the LFW process and the resulting grain refinement contributed in preventing liquation and microcracking in the weldments.Finally, hot compression tests were conducted on Waspaloy in the 1060 to 1140 C temperature range and 0.001 to 1 s-1 strain rate range up to a strain of 0.83 to study the high temperature deformation behavior of the alloy. Flow softening and microstructure investigation indicated that DRX occurred during deformation. For the investigated conditions, the activation energy for hot deformation of Waspaloy was determined to be 462 kJ/mol. The equations relating the dynamic recrystallized (DRXed) grain size to temperature and strain rate were developed from the hot compression experiments. The developed equations were then used to predict the grain size and strain rate in LFWed Waspaloy. The prediction results were validated against experimental findings and data reported in the literature. It was found that the developed equations can reliably predict the grain size of LFWed Waspaloy. Moreover, the predicted strain rate (1520 s-1) was in agreement with the finite element modeling (FEM) data reported in the literature. / Le superalliage base Nickel, Waspaloy, est soudé par friction linéaire sous diverses conditions. Précisément, la réduction axiale, dans laquelle tous les paramètres du soudage par friction linéaire (SFL) tels que l'amplitude, la fréquence, la pression et le temps sont inclus, varie de 0.7 à 4.6 mm. Les mesures de température durant le soudage ont été effectuées en plaçant des thermocouples à différents endroits à partir de l'interface soudée. Les propriétés mécaniques des soudures dans les conditions « tel que soudé » et « traité thermiquement après soudure » ont été évaluées par des essais de traction et par mesures de dureté. L'évolution microstructurale à travers la soudure dans les conditions précitées a été étudiée par microscopie optique, EBSD, SEM, TEM et par imagerie tomographique.Les essais de traction ont indiqué qu'il existe une valeur critique de réduction axiale (2 mm) en dessous de laquelle la soudure n'est pas totale. A ce niveau critique de réduction et au delà, les valeurs de limite élastique et de résistance en traction sont plus ou moins les mêmes que celles obtenues dans le matériau de base. Cependant, l'allongement total continue d'augmenter avec la réduction axiale même au delà de la valeur critique à cause de la diminution dans la largeur de la zone affectée thermo-mécaniquement (ZATM). L'échantillon avec la plus grande réduction axiale (4.9 mm) présente un allongement équivalent à 91% de l'allongement du matériau de base. La faible qualité de soudure pour la réduction axiale en-dessous de 2 mm est essentiellement due au manque de lien et/ou à la présence d'oxydes à l'interface de la soudure. L'examen de la microstructure par EBSD a révélé que la recristallisation dynamique (DRX) se produisait dans une région d'environ 1 mm de large de chaque côté de l'interface. Dans la condition « tel que soudé », les études par SEM et TEM ont indiquées que la dissolution progressive des précipités γ' avait lieu du matériau de base vers l'interface de la soudure. La dissolution des γ' influence grandement le profil de dureté mesuré à travers la ZATM. Le traitement thermique après soudure appliqué restaure la dureté dans la zone soudée.Les données enregistrées par les thermocouples ont indiqué que durant le procédé SFL, la température dans la zone soudé atteignait jusqu'à 50 C en dessous du point de fusion du matériau massif (1330 C). Cette température est bien au-dessus de la température de liquéfaction des constituants à faible point de fusion de l'alliage (1245 C). La possibilité de liquéfaction and la conséquente microfissuration a été examinée. Il a été démontré que la haute pression appliqué durant le procédé SFL ainsi que la réduction de taille de grains en résultant contribuent à limiter la liquéfaction et la microfissuration dans les soudures.Finalement, des tests de compression à chaud ont été conduit dans la gamme de température 1060-1140°C et dans la gamme de vitesse de déformation 0.001-1 s-1 pour étudier le comportement en déformation à chaud de cet alliage. Les courbes contrainte-déformation et l'étude de la microstructure ont révélé que la DRX se produisait pendant la déformation. Dans les conditions testées, l'énergie d'activation de déformation serait 462 kJ/mol. Les équations reliant la taille des grains recristallisés dynamiquement à la température et à la vitesse de déformation ont été développées à partir d'expériences de compression à chaud. Les équations développées permettent de prédire la taille de grain et la vitesse de déformation dans le Waspaloy soudé par friction linéaire. Les résultats prédits ont été validés avec les données expérimentales obtenues et celles provenant de la littérature. Il a été démontré que les équations développées peuvent prédire de manière fiable la taille de grain du Waspaloy soudé par friction linéaire. De plus, la vitesse de déformation prédite (1520 s-1) est en accord avec les données de modélisation par éléments finis rapportés dans la littérature.

Wrought Mg alloys have received increasing attention for automotive body applications for the past few years due to their potential for weight reduction. The Mg-1%Mn (M1) alloy is one of the few conventional Mg alloys that may offer good formability; however, its low strength is a major concern. One disadvantage of most extruded Mg alloys is their crystallographic orientation which influences formability. The extrusion of Mg alloys gives strong final texture where basal planes align with the extrusion axis resulting in tensile-compressive yield asymmetry. It has been experimentally established that the addition of rare earth (RE) elements such as Ce and Nd to Mg alloys weakens the texture and improves the formability in both extrusions and in rolled materials. Sr, an effective grain refiner, forms a phase diagram with Mg, which is similar to Mg-RE phase diagrams. Furthermore, unlike REs, Sr forms second phases that are thermally stable due to the negligible solubility of Sr in Mg at elevated temperatures. Hence, Mg-Sr second phases are expected to be more effective than REs in nucleating recrystallization and in potentially weakening the texture. This research was focused on developing new extrusion alloy compositions based on the Mg-Mn-Sr alloy system. The objective was to investigate the effect of Sr on the properties of extruded Mg-1Mn alloys by studying the microstructure and texture evolution of extruded Mg-Mn-Sr alloys and by detecting the role of precipitates in the mechanisms of dynamic recrystallization during extrusion. First, the effect of Sr addition on hot deformation characteristics and texture evolution of Mg-1Mn (M1) alloy, via hot compression tests at 400 ºC and 0.1/s strain rate was studied. Flow curves of M1 and M1-Sr alloys showed softening behavior indicating dynamic recrystallization (DRX). The texture of M1 alloy after hot compression was strong basal in nature but it weakened with increasing Sr additions. The second part of the research focused on the effect of Sr (up to 2.1 wt %) on the texture and mechanical properties of M1 alloy extruded at 350 °C.M1-Sr alloys showed weakened texture by developing random texture components during extrusion. The texture randomization was attributed to particle stimulated nucleation (PSN) around Mg-Sr intermetallics during recrystallization. M1-Sr compositions were found to show improved strength and ductility as well as reduced yield asymmetry. In the final part of the study, effect of extrusion parameters on texture evolution, recrystallization and mechanical properties of extruded alloys was analyzed. M1-1.6Sr alloy developed weaker textures at all extrusion temperatures 300 °C, 350 °C and 400 °C as a result of PSN. In second sub-section, three alloys M1, M1-1.3Sr and M1-2.1Sr were subjected to different extrusion temperatures and extrusion speeds. The three extrusion temperatures of 300 °C, 350 °C and 400 °C and two ram speeds of 4 mm/s and 8 mm/s were used at constant extrusion ratio of 7. M1 exhibited strong basal texture under some conditions especially after extrusion at higher speed and at 350 °C and 400 °C. At 350 °C and 400 °C, grain boundary bulging is major recrystallization mechanism in alloy M1 while it occurs in combination with PSN in M1-Sr alloys. Yield symmetry and ductility were found to be dependent on combination of several factors including grain size, extent of recrystallization and texture. At selected extrusion parameters, M1-Sr alloys had weaker textures, improved strength, higher ductility and reduced yield asymmetry. The final task in this phase was the industrial extrusion trials at the Industrial Partner's extrusion plant in Mexico. The optimum alloy compositions in both cases (lab-scale and industrial) were the same at 350 °C i.e, Mg-1Mn-2.1Sr. / Les alliages de magnésium pour l'extrusion ont reçu une attention toute particulière au cours des dernières années pour ce qui a trait aux applications automobiles étant donné leur potentiel pour la réduction de poids. L'alliage de Mg-1%Mn (M1) offre une bonne formabilité, cependant, la faible résistance offerte par cet alliage est un problème majeur. L'extrusion des alliages de magnésium démontre une texture finale avec des plans de base alignés avec l'axe d'extrusion qui ainsi résulte dans une asymétrie des propriétés de tension et de compression. Il a été démontré expérimentalement que des additions de terres rares telles que Ce et Nd aux alliages de magnésium affaiblissent la texture et améliorent la formabilité pour l'extrusion et le laminage. Le strontium (Sr) qui est un affineur de grains utile possède un diagramme de phase similaire aux autres éléments des terres rares et est présumé avoir le même effet dans les alliages de Mg-Mn. Ce travail de recherche a été orienté vèrs le développement de nouvelles compositions d'alliages de magnésium basées sur le système Mg-Sr. L'objectif de ce projet a été d'analyser l'effet du Sr sur le comportement des alliages lors de l'extrusion et les propriétées des alliages de Mg-1Mn. Cet effet a été étudié par l'analyse de la microstructure et l'évolution de la texture lors de l'extrusion des échantillons d'alliages Mg-Mn-Sr et par la détection du rôle des précipités dans les mécanismes de recristallisation dynamique lors de l'extrusion. Ce travail a été suivi par l'étude de l'effet des additions de strontium sur les caractéristiques de la déformation à chaud et l'évolution de la texture de l'alliage Mg-1Mn (M1). Ceci a été analysé par la réalisation d'essais de compression à chaud effectués à 400 ºC et à une vitesse d'allongement de 0.1mm/s. La texture de l'alliage M1 après l'essai de compression à chaud était de type basale mais affaiblie lors de l'augmentation des additions de Sr.Dans la seconde partie de ce travail de recherche, l'effet de l'addition de Sr jusqu'à 2% poids sur la texture et sur les propriétées mécaniques de l'alliage M1 après extrusion a été étudié. L'extrusion a été effectuée à une température de 350 ºC. Les alliages M1-Sr ont montré un affaiblissement de la texture par le développement de composés avec une texture aléatoire lors de l'extrusion. La variation aléatoire de la texture a été attribuée à la stimulation des particules de nucléation autour des composés intermétalliques Mg-Sr au cours de la recristallisation. Les compositions M1-Sr ont été celles qui ont montré une augmentation de la force de résistance et aussi de la ductilité ainsi que la réduction du cédage asymétrique. Dans la dernière partie de cette étude l'effet de la température d'extrusion sur l'évolution de la texture et la recristallisation des alliages M1 et M1-1.6Sr a été analysé. L'alliage M1 a montré une texture plus faible après l'extrusion à 300 ºC, mais a développé une structure basale forte à 350 et 400 ºC. L'alliage M1-1.6Sr a développé des textures plus faibles à toutes les températures d'extrusion et ceci a donné comme résultat une formation préférentielle de PSN à cause des composés intermétalliques Mg-Sr qui ont formé des grains avec des orientations aléatoires.Dans la dernière partie de l'étude, l'effet des paramètres d'extrusion sur évolution de la texture, recristallisation et les propriétés mécaniques des alliages extrudés a été analysée. M1-Sr alliages eu les plus faibles, des textures résistance améliorée, une plus grande ductilité et un rendement réduit l'asymétrie. La dernière tâche de cette phase était l'extrusion industrielle des alliages M1-Sr à l'usine d'extrusion du partenaire industriel au Mexique.Les compositions d'alliage optimales dans les deux cas (l'échelle du laboratoire et industriel) étaient les mêmes à 350 °C i.e, Mg-1Mn-2.1Sr.

The original goal was to use a downcomer to create swarms of solvent-coated bubbles to scale-up the air-assisted solvent extraction (AASX) process. The downcomer provides a close-packed bubble bed considered attractive for solvent coating and fast extraction kinetics. During initial testing, the bubble bed was observed to collapse upon introduction of solvent, evident from decreasing gas holdup, decreasing aspirated air rate, and formation of air slugs. Neither changing solvent introduction technique, solvent composition nor addition of frother or salt alleviated the situation. In many cases collapse was complete (air rate became zero) at less than 900 ppm solvent. Thus, the focus shifted to address this phenomenon. Because conditions in the bubble bed approach those of foam (gas holdup over 45%), the de-foaming action of oil droplets was thought to be responsible, the solvent taking the role of de-foaming agent. The mechanism is related to oil droplets bridging and/or spreading to destabilize the inter-bubble film. Testing two hydrophobic solids, talc and graphite, showed that solids did not collapse the bed suggesting that the solvent's ability to spread gives the de-foaming (bed collapse) effect. A setup was established to view coalescence of two bubbles held in proximity when exposed to circulating dispersions of solvent, solid and solvent/solid. Conditions giving coalescence generally agreed with those yielding bed collapse, including the MIBC/talc system which resisted coalescence and bed collapse on introduction of solvent. Solvent bridging was captured on video although spreading was not observed. In conclusion the downcomer is not suited to AASX. The unit is used in Jameson Cells employed to remove solvent droplets in SX plants. The solvent levels appear to be less than 200 ppm where collapse is only partial and the phenomenon may not be noticed in those applications. / Le premier objectif de la recherche consistait à faire usage d'une goulotte de façon à créer des bulles enrobées de solvant afin d'augmenter l'échelle de mesure pour l'extraction au solvant par air assisté (AASX). La goulotte assure un contact plus étroit entre la bulle et le solvant et celui est considéré comme avantageux pour l'enrobement des bulles du solvant et pour la cinétique d'extraction rapide. Lors des tests initiaux, l'effondrement du lit formé par les bulles dans la goulotte, était observé à l'introduction du solvant comme le démontre le bas niveau du gaz, la diminution du débit de l'air aspiré, et la formation des grandes bulles d'air. L'on a observé qu'en changeant de technique d'introduction du solvant, la composition du solvant, et en ajoutant du sel et du moussant, le problème restait entier. Puisque les conditions dans le lit des bulles dans la goulotte avoisinent celles de la mousse (niveau de gaz plus que 45%), les propriétés des gouttelettes de solvant étaient tenues pour responsables, les gouttelettes de solvant jouant le rôle d'agent démousseur. Ce faisant, la recherche s'est penchée sur ce phénomène. Le mécanisme est lié à l'action de formation de pont (entre les bulles) et/ou l'enrobement des bulles par des gouttelettes de solvant. Celles-ci déstabilisent le film entre les bulles. Plus d'investigations sur les effets des matériaux hydrophobique sur la stabilité du lit des bulles en comparant le solvant à deux solides hydrophobiques, le talc et le graphite, avaient révélé que les solides n'avaient pas produit l'effondrement, sinon favorisé la stabilité: Ceci suggère l'habileté du solvant à s'étaler, ce qui confère la propriété démoussante (effondrement du lit). En conséquence, un montage avait été fait pour visualiser la coalescence entre deux bulles de plus prés, lorsque celles-ci étaient exposées à la circulation des dispersions de solvant, solide et des mélanges solvant/solides. Les résultats ont montré que les conditions entrainant la coalescence s'accordaient bien avec celles qui engendraient l'effondrement du lit dans la goulotte. Le pont formé entre les bulles et le solvant avait été capté par vidéo alors que l'étalement ne l'était pas. En conclusion, la goulotte n'est pas indiquée pour l'extraction au solvant par air assisté (AASX). L'unité est utilisée dans la cellule de Jameson pour éliminer les gouttelettes de solvant dans les unités d'extraction. Le niveau de solvant est moins de 200 ppm et dans ce cas, l'effondrement est partiel et le phénomène n'est peut-être pas observé dans ces applications.

The dynamic transformation behavior of deformed austenite was studied in four steels of increasing carbon contents that had been deformed over the temperature range 743 – 917°C. These experiments were carried out in torsion under an atmosphere of argon and 5% H2 and the experimental temperatures were above the ortho and para-equilibrium Ae3 temperatures of the steels. Strains of 0.15 – 5 were applied at strain rates of 0.4 - 4.5 s-1. The experimental parameters were varied in order to determine the effects of strain and temperature on the formation of strain-induced ferrite and cementite. The structures observed are Widmanstätten in form and appear to have nucleated displacively. The onsets of dynamic transformation and dynamic recrystallization were detected in the four steels using the double-differentiation method. Two sets of second derivative minima were found to be associated with all the flow curves. It is shown that double minima can only be obtained when the polynomial order is at least 7. The first set of minima corresponds to the initiation of dynamic transformation (DT). The second set is associated with the nucleation of dynamic recrystallization (DRX). The critical strain for DT is always lower than for DRX in this range and increases slightly with temperature. Conversely, the critical strain for DRX decreases with temperature in the usual way.The mean flow stresses (MFS's) pertaining to each experimental condition were calculated from the flow curves by integration. These are plotted against the inverse absolute temperature in the form of Boratto diagrams. The stress drop temperatures, normally defined as the upper critical temperature Ar3*, were determined from these diagrams. These are shown to be about 40°C above the paraequilibrium and about 20 - 30°C above the orthoequilibrium upper critical transformation temperatures. This type of behavior is ascribed to the occurrence of the dynamic transformation of austenite to ferrite during deformation. The effect of deformation on the Gibbs energy of austenite in these steels was estimated by assuming that the austenite continues to work harden after initiation of the transformation and that its flow stress and dislocation density can be derived from the experimental flow curve by making suitable assumptions about two-phase flow. By further taking into account the inhomogeneity of the dislocation density, Gibbs energy contributions (driving forces) are derived that are sufficient to promote transformation as much as 100°C above the Ae3. The carbon diffusion times required for formation of the observed ferrite plates and cementite particles are calculated; these are consistent with the occurrence of interstitial diffusion during deformation. Similar calculations indicate that substitutional diffusion does not play a role during dynamic transformation. The Gibbs energy calculations suggest that growth of the Widmanstätten ferrite is followed by C diffusion at the lower carbon contents, while it is accompanied by C diffusion at the higher carbon levels. / Le comportement de la transformation dynamique de l'austénite lors de sa déformation a été étudié dans quatre aciers, dont les teneurs en carbone sont croissantes, déformés à des températures allant de 743 à 917°C. Ces expériences ont été réalisées par torsion sous une atmosphère contrôlée (mélange argon et 5% H2) et les températures de déformation étaient au-dessus des températures d'ortho et para-équilibre Ae3 pour chaque acier. Des taux de déformation de 0,15 à 5 ont été utilisés avec des vitesses de déformation allant de 0,4 à 4,5 s-1. Les paramètres expérimentaux ont été modifiés afin de déterminer les effets du taux de déformation et de la température sur la formation de ferrite et de cémentite induite par déformation. Les structures observées sont de type Widmanstätten et semblent avoir nucléées de façon displacive. Les départs de la transformation dynamique et de la recrystallization dynamique ont été détectés pour les quatre aciers en utilisant la méthode de double différenciation. Deux ensembles de minima sur les dérivés secondes se trouvent être associés à toutes les courbes d'écoulement. Il est montré qu'un double minimum ne peut être obtenu que lorsque l'ordre du polynôme utilisé dans la procédure d'ajustement de l'intégralité de la courbe découlement est supérieur ou égale à 7. Le premier ensemble de minima correspond à l'initialisation de la transformation dynamique. Le second ensemble est associé à la nucléation de la recrystallization dynamique. Le taux de déformation critique de la transformation dynamique est toujours inférieur à celui de la recrystallization dynamique, dans la gamme de température étudiée, et augmente légèrement avec la température. A l'inverse, le taux de déformation critique de la recrystallization dynamique diminue, de manière connue, avec la température. Les contraintes d'écoulement moyennes relatives à chaque condition expérimentale sont calculées à partir de l'intégration des courbes d'écoulement. Celles-ci sont représentées en fonction de l'inverse de la température absolue sous la forme de diagrammes de Boratto. Les températures auxquelles la chute de contrainte se produit, normalement définie comme étant la température critique supérieure Ar3*, sont déterminées à partir de ces diagrammes. Celles-ci sont d'environ 40°C au-dessus de la température critique supérieure de para-équilibre et d'environ 20 à 30°C au-dessus de celle d'ortho-équilibre. L'effet de la déformation sur l'énergie de Gibbs de l'austénite dans ces aciers est estimé en supposant que l'austénite continue de s'écrouir après l'initiation de la transformation et que sa contrainte d'écoulement et sa densité de dislocations peuvent être dérivées à partir des courbes d'écoulement expérimentales en émettant des hypothèses appropriées sur l'écoulement conjoint de deux phases. En prenant en outre en compte l'hétérogénéité de la densité de dislocation, les contributions à l'énergie de Gibbs obtenues (forces motrices) sont suffisantes pour promouvoir une transformation jusqu'à 100°C au-dessus de la température Ae3. Le temps de diffusion du carbone requis pour la formation des plaques de ferrite observées est calculé; les résultats obtenus sont cohérents avec l'apparition de diffusion interstitielle au cours de la déformation. Des calculs similaires indiquent que la diffusion substitutionnelle ne joue aucun rôle lors de la transformation dynamique. Les calculs de l'énergie de Gibbs suggèrent que la croissance de la ferrite de Widmanstätten est suivie de la diffusion du carbone dans le cas des plus faibles teneurs en carbone tandis qu'elle est accompagnée par celle-ci pour les teneurs les plus fortes.

Two models able to predict Time-Temperature-Transformation (TTT) diagrams for liquid oxides and oxyfluorides have been developed. One on the basis of the Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK) equation and the other – using Classical Nucleation Theory (CNT). The most recent FactSage database was used for calculating the thermodynamic properties of the liquid and solid phases. The model based on the JMAK equation provided much better agreement with experimental data than the CNT model. The model developed in this study was used to successfully predict TTT diagrams for binary, ternary and multicomponent oxide slags containing no more than 50 wt% SiO2 and for some of the oxyfluoride slags. / Deux modèles capables de prédire les diagrammes temps-température-transformation (TTT) pour des oxydes et oxyfluorures liquides ont été développés. Un des modèles est basé sur l'équation de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK), et l'autre – utilisant la théorie classique de la nucléation (TCN). La base de données la plus récente a été utilisée pour calculer les propriétés thermodynamiques des phases liquides et solides. Le modèle basé sur l'équation JMAK a démontré un accordement avec les données expérimentales bien meilleur que la TCN. Le modèle développé dans cette étude peut être utilisé pour prédire des diagrammes TTT pour les oxydes contenant pas plus que 50 % massique de SiO2 et pour quelques oxyfluorures.

The prediction of thermodynamic properties and phase equilibria of an oxide system can plays an important role in the development and understanding of metal1urgical, ceramic and geological processes. The thermodynamic databases, developed by a critical evaluation and optimization of all existing thermodynamic properties and phase diagram, can help in understanding the reaction mechanism in various industrial processes more clearly and in developing new technology for various industries. As part of a large thermodynamic database development for steelmaking applications, all solid and liquid phases of Ca-Mg-Mn-O system were critically evaluated and optimized in the present study. The optimization of all systems in this study is self-consistent with thermodynamic principles. All the binary and ternary system have been critically evaluated and optimized based upon available phase-equilibrium and thermodynamic data. All thermodynamic models for each solutions used in this study were developed on the basis of their structure. In this way, the configurational entropy of solution can be taken into account properly in the Gibbs energy of solution. The molten oxide was modeled by the Modified Quasichemical Model, which takes into account short-range ordering of second-nearest-neighbor cations in the ionic melt. Extensive solid solutions such as spinel were modeled within the framework of the Compound Energy Formalism with consideration of their complex sublattice crystal structures. Other solid solutions such as monoxide were modeled using random mixing of ions on cation sites using a polynomial expansion of the excess Gibbs energy. All the thermodynamic calculations in the present study were carried out using FactSageTM thermodynamic software. / La prédiction des propriétés thermodynamiques et des équilibres de phases d'un système d'oxydes peut jouer un rôle important dans le développement et la compréhension de processus metal1urgiques, céramiques et géologiques. Les bases de données thermodynamiques, mises au point par une évaluation critique et l'optimisation de toutes les propriétés thermodynamiques et diagrammes de phase existants, peut aider à comprendre plus clairement les mécanismes de réaction impliqués dans plusieurs procédés industriels et aider à développer de nouvelles technologies pour diverses industries. Dans le cadre du développement d'une grande base de données thermodynamiques pour des applications sidérurgiques, toutes les phases solides et liquides du système Ca-Mg-Mn-O ont été évaluées de façon critique et optimisées dans la présente étude. L'optimisation de tous les systèmes est en accord avec les principes thermodynamiques. Tous les systèmes binaires et ternaires ont été évalués de façon critique et optimisés en utilisant toutes les données thermodynamiques et d'équilibre de phase disponibles. Tous les modèles thermodynamiques employés pour chacune des solutions utilisées dans cette étude ont été élaborées sur la base de leur structure. De cette façon, l'entropie de configuration de la solution peut être correctement prise en compte dans l'énergie de Gibbs. La phase liquide fut modélisée avec le Modèle Quasichimique Modifié qui tient en compte dans le liquide de la mise en ordre locale des cations qui sont les deuxièmes voisins les plus proches. Des solutions solides, telles que le spinelle, ont été modélisés avec le Formalisme de l'Énergie des Composés en tenant compte de la structure cristalline complexe de leur sous-réseau. D'autres solutions solides telles que le monoxyde ont été modélisés en utilisant un mélange aléatoire des ions sur les sites cationiques et un polynôme pour l'énergie de Gibbs. Tous les calculs thermodynamiques de la présente étude ont été réalisés en utilisant le logiciel thermodynamique FactSageTM.

Constant activity nitriding experiments were performed in Fe-V and Fe-Mo alloys. The nitriding was accomplished aging the alloys in a NH(,3)/H(,2) atmosphere at temperature between 400(DEGREES)C and 600(DEGREES)C, during which fine substitional-interstitial clusters are formed. These coherent clusters are small platelets lying on 100 ferrite matrix planes. During the nitriding process, these clusters form first near the surface of the sample. For the Fe-V alloys, nitriding proceeds by the advance of a interface bounding region with and without clusters. This results in a hardness profile which is discontinuous at the interface. The rate of the hardness front movement in Fe-V can be predicted by internal oxidation equation. For the Fe-Mo alloys, a distinct interface is not observed, and the hardness varies in a continuous fashion through the cross section of the sample. No particular model has been developed for those alloys. The resistivity rises during the nitriding for both Fe-V and Fe-Mo alloys. In Fe-V alloys, the nitrided region and unnitrided region are separated by a sharp boundary. Thus, the resistivity can be calculated by analogize this system to a pair of resistor connected in parallel. The resistivity at full saturation of nitrogen were explained mainly by formation of the coherent clusters in the alloys. It is a function of density, size distribution and average size of the clusters. From the resistivity maxima upon full saturation at different nitriding temperatures, we can understand the size distribution and average size of the clusters are function of nitriding temperature, while density of the clusters and total volume of the strain field are function of concentration of alloy elements and nitriding temperature. The static displacement around clusters has been estimated, from resistivity data, and equal 0.68(ANGSTROM) for a full nitrided Fe-3.0at.%Mo.

A critical study of the Jiles and Atherton Mean Field Model was done to determine the validity of the model, a tool in describing and understanding the magnetization process in textured silicon steels. / Hysteresis loops were generated using an Epstein apparatus in various directions with respect to the rolling direction and for various external magnetic fields. Techniques were then used to obtain the model parameters, namely a$ sp prime,$ $ alpha sp prime,$ and k$ sp prime.$ After creating a new version of the model, M$ sb{ rm s}$ was also obtained from the data hysteresis loops. / The model gives a close description of the influence of texture on hysteresis behaviour and predicts the variation of the parameter k$ sp prime,$ which agrees with our understanding of the role of texture in changing the parameter. We have observed that the highest value of this parameter coincides with the angles at which it is most difficult to magnetize the specimen. / The proposal of the model's creators that the main drawback of the model that the pinning parameter $k sp prime$ is not constant, is not justified by them and not supported by our analysis of experimental data.