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.

L'affinage de grain et la modification sont deux traitements communs du métal liquide appliqués aux alliages de fonderie Al-Si. La modification est effectuée au moyen d'additions d'éléments tels que le Na, le Sr ou le Sb dans le but de changer la morphologie du silicium eutectique d'aciculaire à la forme fine et fibreuse, et améliorer de ce fait la ductilité de l'alliage. Une structure de grain fine et équiaxe améliorera également les propriétés mécaniques; ceci est réalisé par le processus de raffinement de grain, où l'addition d'éléments tels que le Ti et le B à l'aluminium liquide - habituellement présentés sous forme d'alliage mère d'aluminium - fournissent des noyaux nécessaires pour la formation d'un grand nombre de grains, et par conséquent une structure de grain fine est réalisée. L'utilisation d'une combinaison d'un affineur de grain et d'un modificateur pour certains alliages hypoeutectiques de fonderie Al-Si a démontrée qu'il causait un certain degré d'empoisonnement en termes de réduction du niveau de la modification des particules de silicium et de l'affinage de grain. Le présent travail vise l'étude de l'influence de l'addition du Ti et du B sous forme de cinq alliages mères différents (affineurs de grain), à savoir, Al-lQ%Ti, Al-5%Ti-l %B, Al-2.5%Ti-2.5%B, Al-1.7%Ti-1.4%B et A1-4%B en combinaison avec le Sr comme modificateur sous forme d'Al-10%Sr dans l'alliage A356.2. L'affinement de grain de l'alliage A356.2 avec des additions de Ti et de B dans des gammes allant de 0.02 à 0.5% et 0.01 à 0.5%, respectivement, a été examiné en utilisant ces différents types d'affineurs de grain. Des additions de strontium ont été réalisées à deux niveaux de 30 et 200 ppm. L'occurrence de toutes les interactions probables de Sr-Ti et/ou de B-Sr a été étudiée en utilisant l'analyse par la microsonde et les techniques métallographiques. Tous les alliages ont subi un traitement thermique de type T6 avant l'essai mécanique. Des essais de traction et de resilience ont été effectués pour évaluer l'influence de l'interaction entre F affineur de grain et le modificateur sur les propriétés mécaniques. Les propriétés ont été déterminées pour les alliages tels que coulés et pour ceux traités thermiquement. Des techniques thermiques d'analyse ont également été employées pour évaluer les interactions entre le Sr et le B, aussi bien que celles entre le Sr et le Ti. L'analyse à l'aide de la microsonde électronique a indiqué que l'ajout de B > 0.1% à l'alliage A356.2 peut mener à la formation des particules contenant principalement le B et Sr, avec une composition approchant SrBô. Aucune interaction significative entre le Sr et le Ti n'a été observée dans le contexte de l'effet sur les caractéristiques eutectiques des particules de silicium. Les mesures quantitatives des microstructures prouvent que la morphologie des particules eutectiques de silicium est soumise à un retour important à une forme brute et aciculaire. La recherche a également montré que l'interaction B-Sr peut retarder raffinement des grains de l'alliage A356.2 contenant 0.02-0.1%B. Cette interaction peut diminuer considérablement les propriétés mécaniques de l'alliage, en particulier, dans la condition telle que coulée. Ainsi, le contenu en B de l'alliage devrait être considéré en tant qu'un des paramètres qui affectent raffinement de grain et la modification des alliages A356.2.

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.

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.

Grâce à leurs caractéristiques de basse masse volumique, de bas point de fusion, d'excellente coulabilité et de bonne résistance à la corrosion, les alliages aluminiumsilicium Al-Si sont intensivement employés dans diverses applications d'automobiles et même dans l'aérospatiale. Les pièces produites à partir de ces alliages s'étendent à plusieurs usages, à savoir, des blocs de moteur, des culasses et des roues. De nombreux facteurs définissent la microstructure, les propriétés et la qualité de l'alliage. D'importance primaire sont la taille des grains, la dimension des cellules dendritiques ou encore l'espace interdendritique, et la forme et la distribution du mélange eutectique, qui est constitué principalement de silicium. Une structure granulaire fine et équiaxe est toujours désirée puisque une taille de grain plus fine favorise une solidité améliorée de moulage en réduisant au minimum le phénomène de rétrécissement, le craquage à chaud et la porosité d'hydrogène. Pour réaliser l'affinage des grains, la manière la plus largement pratiquée est de présenter des noyaux de germination efficaces dans le métal liquide à l'aide des raffineurs de grain d'Al-Ti-B qui contiennent habituellement des germes actifs comme le TiAJb, T1B2, AIB2 ou encore (ALTi)B2. Quant à la modification de la morphologie du silicium eutectique de sa forme brute aciculaire à une forme fibreuse ou globulaire, elle est habituellement réalisée par l'addition du strontium (Sr), et ce dans le but d'améliorer la ductilité de l'alliage. Cependant, lors de la réalisation de l'affinage des grams et de la modification du silicium eutectique, de fortes interactions s'établissent entre certains éléments de l'affineur de grain (principalement le bore) et l'agent de modification (Sr). Cette affinité mutuelle entre le strontium et le bore affecte directement le degré d'affinage des grains d'aluminium et le degré de modification des particules eutectiques de silicium. L'objectif du travail actuel est d'établir, d'une part les mécanismes conventionnels de l'affinage des grains, et d'autre part, l'effet de l'interaction affinagemodification dans les alliages Al-Si sur la réalisation d'affinage des grains et la modification du silicium eutectique. Pour ce but, de l'aluminium pur, l'alliage hypoeutectique A356 (~ 7%Si) et l'alliage hypereutectique A390 (~ 17%Si) ont été utilisés tout au long de ce travail de recherche. Divers alliages mères (affineurs de grain) ont été utilisés, à savoir, Al-10%Ti, Al-5%Ti-l%B, Al-2.5%Ti-2.5%B, Al-1.7%Ti- 1.4%B et A1-4%B. Après la préparation du métal liquide, diverses concentrations de ces alliages mères ont été ajoutées au bain liquide selon l'objectif désiré. Quant à l'ajout du strontium (Sr), l'addition de cet élément a été effectuée par l'alliage mère Al-10%Sr. Les différentes coulées ont été réalisées dans un moule en graphite préchauffé avec un taux de refroidissement de l'ordre de 0.8 °C/s. Le métal liquide a été porté à deux températures de surchauffe, 750 °C & 950 °C. Les effets de ces variables sur la température de nucléation et la morphologie de la phase dendritique a-Al, et sur la modification du silicium eutectique ont été examinés en détail. Afin d'examiner le matériau obtenu, plusieurs techniques ont été employées pour la caractérisation microstructurale et l'identification des phases. Ces techniques incluent l'analyse thermique, la microscopie optique, la métallographie quantitative à l'aide de la technique d'analyse d'images, l'analyse par microsonde, la cartographie par rayons X, la spectroscopie de longueur d'onde (WDS), ainsi que les rayons X à énergie dispersive (EDX) en plus de l'électron diffusé. L'introduction de titane sous forme Al-10%Ti ou de poudre mène à la formation d'intermétalliques ultrafins de type (ALSi^Ti Ces derniers constituent des emplacements de nucléation pour la phase a-Al. Lorsqu'il est ajouté au métal liquide, l'alliage mère Âl- 4%B montre une puissance remarquable en comparaison avec d'autres affineurs de grain. Pour cet alliage mère, le titane résiduel dans l'alliage A356 réagit avec le bore B pour former TIB2 qui, par la suite, agit comme un germe actif à côté de AIB2 pour la phase a- Al. L'addition du strontium et de faffineur de grain Al-5%Ti-l%B montre une certaine affinité entre le modificateur et le bore. Cette affinité, limitée par la surface extérieure des TiBi, désactive partiellement l'effet de l'affineur puisque la taille granulaire minimum est obtenue pour une teneur en Ti de 0,2 à 0.3% en poids, comparativement à celle obtenue lors de l'addition de Al-10%Ti et du strontium. La microstmcture de l'eutectique est constituée à la fois de flocons et des particules fibreuses. La présence du strontium et du bore affecte complètement la microstructure del'alliage. En effet, un atome de Sr s'unit avec 6 atomes de B pour former un composé dont la formule stoechiométrique est de type SrBô, désactivant par conséquent la modification et la réduction de la taille des grains. Une forte relation existe entre l'addition en B et le niveau de récupération du Sr. En générai ce niveau décroît considérablement avec l'augmentation progressive en B dans le métal liquide. L'introduction de AIB2 sous forme A1-4%B dans les alliages contenant des traces en titane mène à la réaction entre le bore et le titane pour former des T1B2. L'affinage des grains est réalisé principalement grâce à TiBa plutôt qu'à AIB2, ou bien les deux, dépeodamment de la teneur en titane dans l'alliage donné. Dans la présence du strontium, le bore réagit avec le strontium pour former des composés de type SrBe qui est supposé un _affineur très faible. L'affinité entre le titane et le bore est plus élevée que l'affinité existant entre le bore et le strontium. Notons aussi que le B ne réagit pas avec le Si à l'opposé du titane, cependant, il mène à de meilleurs résultats. Des additions plus élevés de chaque affineur et des temps de maintien longs du bain liquide mènent à l'agglomération et la décantation des particules intermétalliques primaires, provoquant des effets délétères sur l'affinage et sur la modification, et par conséquent sur les propriétés mécaniques. Après addition 0.1 %Ti en poids sous forme Al-10%Ti, la taille granulaire dans l'alliage A356, coulé après 10 min de temps de maintien, diminue d'environ 1850 p,m à ~ 600 (lira, équivalent à un pourcentage de réduction de 67%. La même addition en Ti dans l'alliage faypereutectique 390, coulé après 10 min, réduit sa taille initiale variant de 1450 à 1600 um, à environ 1200 um, équivalent à un pourcentage de réduction de 25% seulement. La présence du silicium en excès dans les alliages Al-Si entraîne une forte interaction entre le titane et le silicium. Cette importante affinité mène à la formation des phases de type (Al,Si)2Ti affaiblissant les opportunités de nucléation de la phase dendritique et diminuant par conséquent le degré d'affinage des grains. Cette phase de disiliciure de titane a tendance à se former davantage quand le métal liquide est maintenu pour de longues périodes. Comme les sites de nucléation (AljTi) changent en composition en fonction du pourcentage du Si dans l'alliage, le terme "empoisonnement" rencontré fréquemment dans diverses études et recherches, pour expliquer la perte ou affaiblissement du pouvoir d'un tel affineur, est mal employé. Puisque ces sites subissent une transformation phasique (AI3TI ?> (Al,SifoTi -» (Al,Si)2Ti)5 leur efficacité pour micléer la phase préeutectique a-Al s'affaiblit. Cet affaiblissement est dû principalement à une nouvelle structure cristalline adoptée par ces germes actifs. D'où l'écartement du terme "empoisonnement" est sollicité dans la description d'un affaiblissement ou effacement du pouvoir d'affineur de grain. À l'opposé des observations concernant les paramètres caractérisant le silicium eutectique dans l'alliage hypoeutectique A356, l'addition combinée en Sr et en B semble avoir un meilleur impact sur les paramètres de la phase eutectique du silicium dans l'alliage hypereutectique. Ceci a été remarqué puisque les températures de nucléation et de croissance du Si eutectique sont basses avec une sur&sion importante. Ce qui laisse à prédire qu'une addition progressive en B dans les alliages à haute concentration en Si, en augmentant le temps de maintien du métal liquide, peut occasionner une certaine modification en présence du strontium.

Depuis quelques années, les recherches qui portent sur les procédés de mise en forme par voie semi-solide ne cessent d'augmenter. Cette popularité s'explique par les nombreux avantages que procure ce type de moulage par rapport au moulage traditionnel en phase liquide. Le procédé SEED (Swirled Enthalpy Equilibration Device) est une méthode de mise en forme de l'aluminium semi-solide actuellement développée par Alcan International Limited et le Centre des technologies de l'aluminium. Ce procédé utilise la masse thermique d'un creuset pour absorber une quantité définie de chaleur d'un lopin pour qu'il atteigne la température et la fraction solide voulues. L'avantage principal du procédé SEED est qu'il ne requiert pas de contrôle de températures sophistiqué. Le transfert de chaleur peut être aisément contrôlé par la masse et le matériau du creuset. L'objectif des travaux réalisés dans le cadre de cette maîtrise concerne l'évolution de la fraction solide en fonction de la température dans les lopins semi-solides produits par le procédé SEED. Comme les lopins sont destinés au moulage sous pression, il est essentiel de bien connaître les propriétés d'écoulement de la pâte pour obtenir des pièces ayant de bonnes propriétés mécaniques. Or, les propriétés rhéologiques de la pâte dépendent fortement de la fraction solide, d'où l'intérêt de la caractériser. Deux modèles théoriques sont fréquemment utilisés pour connaître la fraction solide en fonction de la température, soit le modèle de Scheil et celui de solidification à l'équilibre. Par contre, ces modèles demeurent des approximations et il est impossible de dire jusqu'à quel point l'évolution de la fraction solide dans les lopins semi-solides produits par le procédé SEED concorde avec ces modèles. Pour caractériser l'évolution de la fraction solide de l'aluminium, quatre approches ont été utilisées. Le logiciel Thermo-Cale a d'abord été utilisé pour tracer l'évolution de Penthalpie et de la fraction solide pour un alliage d'aluminium A356 en utilisant les modèles de Scheil et de solidification à l'équilibre. Ensuite, Dictra a été utilisé pour tracer les mêmes courbes, mais cette fois en imposant un taux de refroidissement et en basant les calculs sur la vitesse de diffusion des atomes dans l'alliage. Les résultats de ses calculs ont permis d'obtenir les courbes théoriques d'enthalpie et de fraction solide prédites par les modèles. Deux types de calorimètre ont été utilisés. D'abord, un calorimètre à pression constante a été fabriqué pour connaître la quantité de chaleur contenue dans un lopin. Ensuite, un calorimètre à balayage différentiel a été utilisé pour mesurer l'évolution de l'énergie lors de la réaction de solidification d'une petite masse d'aluminium. Ces mesures ont ensuite permis de connaître la fraction solide pendant la réaction. Les résultats obtenus concordent bien avec les prédictions fournies par le logiciel Thermo-Cale. Une première méthode expérimentale directement appliquée au procédé SEED a ensuite été employée. Cette démarche consiste à prélever des échantillons de pâte semisolide à différents moments lors d'un cycle de production des lopins et à les refroidir très rapidement afin de figer la microstructure. Différentes méthodes d'échantillonnage ont été testées afin d'identifier la démarche la plus efficace et celle permettant la solidification la plus rapide. Plusieurs obstacles ont été rencontrés et il a été très difficile d'obtenir des échantillons représentatifs de la pâte. L'étude de la microstructure par analyse d'image des échantillons permet normalement de quantifier la fraction solide. Il s'est par contre avéré très difficile de distinguer la phase primaire qui s'est solidifiée en cours de procédé de la partie liquide qui s'est solidifiée pendant la trempe. La principale raison qui explique les difficultés rencontrées est associée à la morphologie et la taille des particules solides qui, dû à un manque de temps de maintien dans la région semi-solide, n'ont pas eu le temps d'évoluer en forme de globules et de grossir suffisamment pour se distinguer facilement de la phase secondaire solidifiée pendant la trempe. La fraction solide de la pâte n'a donc pas pu être quantifiée par cette méthode. L'analyse thermique a finalement permis de connaître l'évolution de la fraction solide de la pâte produite par le procédé SEED. Des mesures de températures provenant de thermocouples insérés dans l'aluminium semi-solide et à la surface du creuset lors de la solidification des lopins ont d'abord été prises. Ensuite, un bilan énergétique a permis de connaître l'évolution de l'enthalpie du système. Finalement, la fraction solide a pu être déterminée en faisant l'hypothèse que la fraction solidifiée est proportionnelle à la fraction d'énergie dégagée. Il est important de souligner qu'habituellement l'analyse thermique utilise le concept de courbe de base pour isoler l'énergie de la réaction de solidification. L'analyse thermique développée dans le cadre de ces travaux utilise une approche complètement nouvelle qui s'affranchit de l'utilisation de la courbe de base. Les résultats obtenus par analyse thermique ont permis de constater que l'évolution de la fraction solide concorde avec les prédictions du modèle de Scheil. Finalement, une démarche permettant de prédire la fraction solide après le drainage dans le procédé SEED a été développée. Suite aux résultats obtenus par analyse thermique, il est possible d'utiliser la relation de Scheil pour prédire la fraction solide des lopins produits par le procédé SEED avant le drainage. Par ailleurs, la période de drainage est plus complexe et rien ne permet d'affirmer que la relation de Scheil s'applique toujours. Pendant le drainage, trois facteurs contribuent à faire augmenter la fraction solide, soit la masse drainée, la diminution de la température et la modification de la composition du lopin. Deux cas limites théoriques basés sur des hypothèses différentes ont été étudiés pour calculer l'intervalle dans lequel la fraction solide finale de la pâte se trouve.

Les alliages aluminium-silicium-cuivre-magnésium de type 319 sont largement répandus dans la production des blocs de moteur grâce à leur résistance élevée à la fatigue. Ces alliages qui sont thermiquement traitables appartiennent à la classe des alliages d'aluminium dont les propriétés peuvent être améliorées en utilisant un traitement thermique spécifique comportant un traitement thermique de mise en solution, suivi d'une trempe et d'un vieillissement. Le but du traitement de mise en solution est de maximiser la quantité des corps dissous durcissants (Cu et Mg) dans la solution solide en matrice d'aluminium. Dans le cas des alliages 319, la température de solution doit être gardée la plus proche possible de la température eutectique du cuivre, à un niveau au-dessous du maximum pour éviter la surchauffe et fondre, par conséquent, partiellement la phase d'A^Cu (nommée fusion locale). Le traitement de mise en solution peut être effectué dans des étapes simples ou multiples. Puisque le traitement à une seule étape est habituellement limité à 495 °C, pour éviter la fusion locale, il ne peut être suffisant ni pour maximiser la dissolution des phases riches en cuivre, ni pour modifier la morphologie des particules de silicium, deux considérations importantes en ce qui concerne l'amélioration des propriétés d'alliage. On a donc proposé des traitements de mise en solution en deux étapes et en étapes multiples pour rectifier ce problème. Ce travail de recherche a été réalisé sur les alliages Al-Si-Cu-Mg de type 319 pour étudier le rôle du traitement thermique de mise en solution sur la dissolution des phases contenant du cuivre (O1AI2 et AlsMggCuaSiô) dans les alliages 319 contenant des niveaux de magnésium différents, 0, 0.3 et 0.6 % en poids, pour déterminer le traitement thermique de mise solution optimum en ce qui concerne l'occurrence de la fusion locale par rapport aux propriétés d'alliage. Deux séries d'alliages ont été étudiées. Une série d'alliages expérimentaux Al-7%Si-3.5%Cu contenant des niveaux de magnésium de 0, 0.3, et 0.6 % en poids. Cette série a été préparée au laboratoire en utilisant des éléments purs. La deuxième série a été basée sur l'alliage industriel B319 (contenant 0.3% en Mg), où le niveau de magnésium a été augmenté jusqu'à 0.6% en poids en ajoutant du Mg pur au métal liquide. Afin d'étudier l'effet de la modification, le strontium a été ajouté par quantité de 150 ppm aux alliages expérimentaux et industriels, pour fournir un ensemble d'alliages modifiés par le strontium. Ainsi, un total de dix alliages a été étudié dans ce cas. Pour chaque alliage, cent barreaux pour les essais de traction ont été préparés en utilisant un moule métallique permanent de type ASTM B-108. Chaque coulée a fourni deux barreaux pour l'essai. Les barreaux de traction ont été traités thermiquement par divers traitements thermiques de mise en solution, c.-à-d. quatre étapes simples, huit étapes doubles, et quatre étapes triples de traitements de mise en solution. Les températures de mise en solution utilisés étaient 450°C, 490°C, 500°C et 520°C, pendant des temps de mise en solution de 4h et de 8h, dans diverses combinaisons de ces températures et périodes. Après le traitement thermique de mise en solution, toutes les barreaux ont été trempés dans l'eau chaude (60°C), suivi d'un vieillissement à 155°C pour une période de 5h. Les réactions se produisant pendant la solidification ont été surveillées en utilisant l'analyse thermique, alors que la dissolution des phases de cuivre était analysée en utilisant un système optique d'analyseur d'image. Une microsonde électronique (EPMA) couplé aux rayons X à énergie dispersive (EDX) et de la spectroscopie de longueur d'onde (WDS) ont été utilisés. Les résultats montrent que dans la condition de tel que coulé, la ségrégation du cuivre se produit aux joints de grain, et la présence du strontium ou du magnésium peut empirer la ségrégation. Quand le magnésium et le strontium sont ajoutés en même temps, cependant, la ségrégation est affaiblie dans une certaine mesure comparée à leur addition individuelle. Après le traitement thermique de mise en solution, et particulièrement dans les alliages modifiés par le strontium, le cuivre commence à se distribuer à travers les dendrites aussi bien que dans la matrice, avec l'augmentation du temps de mise en solution et de la température. La quantité non dissoute d'AlaCu diminue et le cuivre augmente dans la matrice, atteignant un maximum après un traitement thermique de mise solution de 490° durant 8h. L'addition du Mg dans les alliages 319 (expérimentaux ou industriels) mène à un point de fusion bas et une phase complexe insoluble de type AlsMggCuaSig. L'augmentation d'addition de magnésium à 0.6 % en poids augmente la fraction volumique de cette phase et les précipitations pré-eutectique et post-eutectique AlsMggCuaSiô sont observées. Dans les traitements thermiques de mise en solution où la dernière température utilisée excède le point de fusion de la phase AlsMggCuaSie, la fusion locale de cette phase se produit, entraînant une détérioration grave des propriétés mécaniques d'alliage. La présence du Sr a comme conséquence la modification de la morphologie des particules de silicium eutectique d'une forme aciculaire dans les alliages non modifiés à une forme fine et fibreuse dans les alliages modifiés par le strontium. On observe également une dépression correspondante à la température Al-Si eutectique. Cependant, le strontium mène également à la ségrégation de la phase de cuivre dans des secteurs loin des régions eutectiques de silicium, de sorte que la phase d'AlaCu a une tendance à précipiter dans une forme de blocs plus massifs plutôt que dans sa forme eutectique plus fine. Ce changement de la morphologie de la phase de cuivre ralentit son taux de dissolution pendant le traitement thermique de mise en solution de sorte que quand (a) le temps du traitement de mise en solution de la première étape n'est pas suffisamment long pour dissoudre les particules d'A^Cu, et (b) la température du traitement de la deuxième étape est plus haute que le point de fusion d'A^Cu, la fusion locale aura lieu, et en raison du rétrécissement de volume pendant la trempe, on observera la formation de porosité. L'addition du Sr peut occasionner également des augmentations du pourcentage surfacique de porosité et de la longueur des pores, en particulier à la température de traitement de mise en solution de 520 °C. Les propriétés de traction, c.-à-d, les valeurs de la limite ultime (L.U), de la limite élastique (L.É), de l'allongement à la rupture (A%) et de l'index de qualité (Q) obtenues montrent que l'addition du magnésium aux alliages expérimentaux 319 mène à une augmentation de la limite d'élasticité et de la limite ultime, mais une dégradation dans l'allongement à la rupture. Dans les alliages non modifiés, la perte d'élongation est balancée par l'augmentation de la résistance, ainsi les valeurs de Q sont augmentées. Dans les alliages expérimentaux modifiés, la dégradation de l'élongation n'est pas équilibrée par l'augmentation de la résistance, ainsi les valeurs de Q sont diminuées. Le magnésium augmente la limite élastique (L.É) davantage que la limite ultime (L.U). La combinaison optimum du Mg et du Sr est de 0.3% de Mg avec 150 ppm Sr. Les propriétés de traction correspondantes dans la condition de tel que coulé sont 260 MPa (L.É), 326 MPa (L.U), 1.50% (A%), 352 MPa (Q), montrant une augmentation de 79% et 40% pour L.É et L.U, respectivement, une diminution de l'élongation de 38%, et une augmentation de l'index de qualité de 21% comparé à l'alliage de base. Une augmentation ultérieure du contenu de magnésium mène à la dégradation des propriétés de traction. Pour les alliages étudiés, en l'absence du magnésium, le traitement thermique de mise en solution recommandé est 45Û°C/4h + 500°C/4h + 52Q°C/4h, pour lequel les propriétés de traction et l'index de qualité correspondants sont 385 MPa (L.U), 240 MPa (L.É), 5.25% (A%), et 493 MPa (Q). Dans les alliages contenants du Mg, le traitement thermique de mise solution optimum est 490°C/8h + 520°C/4h; les propriétés de traction correspondantes sont 445 MPa (L.U), 334 MPa (L.É), 4.24% (A%), et 539 MPa (Q), respectivement. Dans le cas des alliages industriels, les éléments de trace tels que le Ni, le Fe et le C, tendent à former autres intermétalliques de cuivre qui, à leur tour, fournissent des propriétés mécaniques plus élevées que les alliages expérimentaux contenant le même niveau du magnésium.

La présence d'inclusions dans les alliages d'aluminium est l'un des problèmes les plus sérieux rencontrés lors du moulage de ces alliages. Les inclusions réduisent les propriétés mécaniques et augmentent la porosité; elles sont nuisibles à la finition de la surface et elles ont tendance à augmenter la corrosion. Quelques inclusions non métalliques fragiles agissent en tant que concentrations de contraintes et peuvent causer des bris prématurés des composantes. Avec la demande croissante de pièces coulées en aluminium de plus haute qualité, particulièrement dans les industries de l'automobile et de l'aérospatiale, beaucoup d'attention a été prêtée à la propreté du métal liquide. L'amélioration de la propreté de la fonte d'aluminium peut être effectuée par des techniques d'enlèvement ou par la surveillance des inclusions. Du point de vue de contrôle ou de surveillance, un certain nombre de techniques, telles que PoDFA (Porous Disc Filtration Analysis), LAIS (Liquid Aluminum Inclusion Sampler), Prefil (Pressure Filtration), et Qualiflash ont été développées pour mesurer les inclusions dans les fontes d'aluminium. Cependant, ces techniques prennent du temps et peuvent seulement fournir des résultats en dehors de la ligne de coulée; par conséquent, l'information est souvent obtenue trop tard pour faire les ajustements nécessaires dans le processus de coulée. Actuellement, bien qu'il y ait une technique de mesure en ligne disponible, à savoir LiMCA II, celle-ci est trop chère et par conséquent n'est généralement pas accessible. La technique de détection à ultrasons semble être une méthode prometteuse pour résoudre le problème des inclusions en raison de sa capacité à sonder l'intérieur des matériaux. La présente étude a été entreprise pour étudier la capacité de la technique ultrasonique pour mesurer diverses inclusions dans l'aluminium et dans l'alliage commercial de type 356 à deux températures différentes. Des inclusions de T1B2, d'AlSr, d'A^Ti, et d'A^C^ ont été ajoutées aux alliages d'aluminium utilisés pour être étudiées à l'aide d'une machine "Metalvision MV20/20 ultrasonic". Les données obtenues ont fourni des informations sur (i) la valeur de propreté de Faluminium, (ii) la dimension moyenne des particules, et (iii) le nombre total de particules pour chaque gamme de dimension particulaire, en fonction du temps d'essai. Un examen de la microstructure des échantillons solidifiés obtenus à partir des prélèvements de la fonte a été également effectué en utilisant une microsonde électronique de type Jeol JXA-8900L. La comparaison entre les résultats obtenus par la technique ultrasonique et les mesures effectuées par microsonde sur les microstructures correspondantes a montré que la machine ultrasomque peut être utilisée comme dispositif en ligne pour déterminer la propreté de la fonte pendant une longue période (5 h dans la présente étude). Les courbes de propreté du métal liquide obtenues par la machine ultrasonique sont fiables et peuvent être employées comme guide pour les coulées à condition que la température du bain liquide et les conditions d'agitation soient correctement ajustées. L'augmentation de la concentration des inclusions réduit le niveau de propreté de la fonte et est reflétée par une diminution correspondante de la courbe de propreté de la fonte illustrée par la machine ultrasonique, indiquant ainsi sa réponse relative au changement du niveau d'inclusions. L'augmentation de la température de coulée du métal liquide accélère cependant la décomposition de l'alliage mère, augmentant le nombre de particules d'inclusions dans la fonte et réduisant de ce fait la valeur de propreté de fonte. Normalement, quand les inclusions TiB2 sont ajoutées à la fonte d'aluminium, la fluidité de la fonte diminue de manière significative. Les autres techniques d'analyse des inclusions (LiMCA et toutes les autres techniques de filtration) peuvent seulement détecter les inclusions T1B2 quand leur concentration est très basse (moins de 10 ppm). En appliquant la technique à ultrasons, des mesures peuvent être conduites correctement pour des concentrations aussi hautes que 90 ppm. Ceci indique que la technique ultrasomque fournit une alternative améliorée pour la mesure des mclusions TÍB2 dans raluminium liquide. Ce fait est d'importance, puisque les mclusions sont invariablement présentes en raison de l'addition de TÍB2 qui est essentielle aux processus d'affinage de grain utilisés pour raluminium.

La plupart des conceptions mécaniques sont soumises à différents niveaux de vibrations provenant de sources variées. Ces vibrations sont généralement indésirables. Le concepteur doit trouver la façon ou le moyen adéquat afin d'atténuer ou de rendre quasi statique l'effet de ces vibrations. Nous nous intéressons au cours de cette étude au phénomène vibratoire qui est la résonance. La résonance est un phénomène qui se présente sous divers aspects; elle se ]manifeste par une amplification de la réponse ou de l'amplitude des vibrations d'un système quelconque en fonction des fréquences d'excitations. Cette amplification dépend des fréquences caractéristiques de chaque système mécanique. Dans l'industrie automobile moderne, l'utilisation de l'aluminium est de plus en plus élargie. Comme toutes les machines mécaniques, les automobiles n'échappent pas au phénomène vibratoire. C'est dans ce cadre que s'inscrit ce sujet de recherche qui porte sur l'étude du comportement dynamique et vibratoire des pièces complexes en aluminium, afin de qualifier leur fiabilité et leur résistance mécanique. Les considérations telles que le matériau, la charge, le comportement dynamique, le design, la facilité de fabrication et la durée de vie, sont devenues aujourd'hui significatives dans le processus de conception globale de ces composantes. Dans cette étude, nous avons développé une méthodologie de conception en utilisant différentes approches dans la correction du phénomène de résonance. Ceci est basé essentiellement sur la résolution et l'analyse fréquentielle en utilisant différents codes de simulation numérique et une validation expérimentale. Ce modèle est basé également sur la méthode d'optimisation géométrique ESO (optimisation structurale évolutiormaire). En premier lieu, une pièce de forme trapézoïdale a été étudiée, et en dernier lieu le modèle développé dans cette recherche est utilisé pour l'étude d'une pièce complexe réelle en aluminium en F occurrence le bras de suspension supérieur d'une automobile. Dans le cas des pièces mécaniques complexes, où toutes ces modifications s'avèrent imparfaites, cela nous amène au recours à l'aspect des capteurs ou déclencheurs piézoélectriques : "Piezoelectric stack actuators".

Cette thèse a été entreprise pour étudier le mouillage entre des particules granulaires (les particules d'alumine) et des alliages d'aluminium avec le magnésium. L'objectif était de développer une méthode pour caractériser les différentes particules d'alumine granulaires et les différencier les unes des autres en utilisant le concept du mouillage. Deux types de méthodes expérimentales ont été utilisés pour caractériser le mouillage: la goutte sessile (goutte posée) et l?infiltration. Le système de goutte sessile qui a été construit est possiblement le seul disponible au Canada avec lequel les mesures d'angle de contact peuvent être effectuées en injectant une goutte de métal liquide directement sur la surface solide. Cependant, les résultats ont indiqué que cette méthode n'est pas appropriée pour différencier des différentes particules d'alumine granulaires par rapport à leur mouillabilité parce que la rugosité de la surface empêche les gouttes de prendre leurs propres formes. L'évaluation de la mouillabilité des particules d'alumine diverses a été effectuée en utilisant le système d'infiltration. Les données expérimentales obtenues ont été analysées en employant trois méthodes capillaires basées sur (i) le bilan d'énergie pour les pores à taille moyenne, (ii) le bilan d'énergie pour les pores à des tailles distribuées et (iii) le bilan de forces dans les pores qui ont été constituées des capillaires dont le rayon change périodiquement Les deux premiers modèles ont été développés essentiellement pour les expériences d'infiltration et le dernier a était tiré de la littérature. Les résultats étaient cohérents et ils ont démontré qu'il est possible de différencier les échantillons d'alumine de diverses sources avec la méthode d'infiltration. Les réactions ayant lieu entre les alliages d'aluminium (avec magnésium) et les particules d'alumine ont été aussi étudiées en utilisant la technique d'infiltration. Les analyses par microscopie électronique à balayage (MEB) et microscopie électronique à transmission (MET) ont montré que le spinelle s'est formé indépendamment de la durée d'expérience et du type des particules d'alumine utilisées à 1000 K sous une atmosphère d'argon. L'analyse thermodynamique a indiqué la même tendance.