As in many thermal processing technologies, there is a delicate balance between productivity and quality during ingot cooling process. Higher cooling velocities increase productivity but also create higher temperature gradients inside the ingot. Such a fast cooling does not leave sufficient time to establish the equilibrium within the solid, thus in the most affected surface layer the composition and crystalline structure are different from those in the bulk metal. The heat flux plays a particular role for the production of alloys where different melting points and complex structure formation -depending on the temperature- are present. To prevent the two worst cases - cracking and remelting - during cooling a balance has to be found between good productivity and quality on the one side but also a high security on the other side. To avoid the negative effects of cracking and remelting, it is necessary to determine the heat flux as a function of the influencing parameters and to control the cooling in order to obtain a maximal productivity with the required quality. There is no widely accepted method for the quantitative characterization of the cooling capacity of the water. The cooling may be characterized by the heat transfer coefficients measured in different boiling regimes on the surface or directly by the heat flux. As the fluid flow and heat transfer phenomena are very complicate in the falling liquid-vapour film, using the heat transfer coefficients does not necessarily help the understanding of the underlying mechanisms. However, the correlation between the surface heat flux and temperature for a given surface roughness and water quality includes all the relevant information about the cooling process. Thus in the present project our main objective was to determine the surface heat flux for a water cooled ingot as a function of the water quality in order to provide a tool for assuring a uniform quality in the cast-shop. A further objective was to improve the understanding of the flow of boiling liquid film along a solid surface. The first challenge in the project was the development of a surface temperature and heat flux measurement method which does not disturb the ingot surface. A heat flux sensor attached onto the surface would have negative effects on the film-nucleate boiling process and increase the surface roughness that affects the nucleation of bubbles. Furthermore it was important that the measurement method be fast responding and sensitive enough to detect very rapid and weak variations in the surface temperature. Thus an innovative surface temperature sensing method - using an open-tip thermocouple - was developed. This sensor was inserted into a null-point cavity from the backside of the aluminium ingot. The open-tip sensor combined with the null-point cavity forms a null-point calorimeter. Using the inverse solution of the general heat conduction equation, it is possible to determine the surface heat flux from the measured temperature history. For the analytical solution of the heat conduction equation in one dimension we used the so called Cook-Felderman equation. It was also investigated how well the assumptions of the Cook-Felderman equation are applicable to the actual conditions in our experimental setup. For this purpose a computer program was developed. The algorithm uses the finite volume approach; the program was written in C++ and calculates the transient 2D temperature distribution in the solid sample. The two-dimensional model uses the measured temperature histories as boundary conditions. The computer predictions were used to determine the horizontal and the vertical heat flux components during the cooling process. Furthermore it was analyzed how the heat flux results obtained analytically by the Cook-Felderman equation compare to the more detailed numerical solutions. The cooling process is strongly influenced by the different water types and different ingot surfaces. Thus the investigations were focused on the difference between several water types such as tap water (conductivity: 90fiS), plant water (conductivity: 1900/uS') and water with higher conductivity (conductivity: 3200/uS). These water types were tested on different ingot surfaces to eliminate the influence of the surface structure. In addition, the effects of some water additives and a water-oil mixture on the surface heat flux were investigated. The surface temperature measurements were accompanied by a visualization of the surface boiling effects. Furthermore the difference between different ingot surfaces was analyzed. The tests made on machined and a rough surface ingots provided information about the differences in the temperature cooling curves as well as information about the structure of the cooling water film. All collected measurement and visualization data were analyzed to explain the surface flow and boiling effects during the cooling process. The dynamic structure of the falling water film was investigated. Certain characteristics in the temperature cooling curves can be explained with the structure of the water film. We achieved a very good experimental repeatability. We found that the repeatability of the boiling phenomena itself depends on the measurement position (height along the ingot). It was observed that there are more fluctuations on a machined ingot than on a rough surface ingot. Even two different rough plates have different heat flux results. The tests using different water types have shown that there is almost no difference between tap and plant water, neither on a machined nor on a rough ingot. A difference could only be found between tap water and high conductivity water.

Dans les régions froides, les accumulations de glace atmosphérique peuvent diminuer la tenue diélectrique des isolateurs utilisés dans les réseaux de transmission de l'énergie électrique. Cette diminution de la tenue diélectrique peut entraîner, sous certaines conditions, un contournement électrique des isolateurs recouvert de glace qui se traduit généralement par des interruptions plus ou moins longues de l'alimentation en énergie électrique. L'objectif principal de cette étude est d'étudier les paramètres influençant le processus de contournement électrique des isolateurs recouverts de glace en vue d'améliorer le modèle mathématique statique actuel de prédiction de la tension critique de contournement. L'idée principale est de pouvoir appliquer le modèle mathématique développé à la CIGELE à des longueurs des isolateurs allant jusqu'à quatre mètres correspondant a ceux présents sur le réseau 735 kV d'Hydro-Québec. De plus, les résultats obtenus contribueront à accroître les connaissances sur le processus de contournement et de propagation de l'arc électrique sur des isolateurs recouverts de glace par la détermination des conditions de maintien de l'arc. Les séries de tests effectuées au cours de cette recherche ont été réalisées sur une colonne isolante qui est utilisée dans le réseau 735 kV de transmission de l'énergie électrique au Québec. Les tests effectués au laboratoire de la CIGELE à l'Université du Québec a Chicoutimi (UQAC) ont permis de déterminer la tension minimale de maintien de l'arc électrique le long d'un intervalle d'air de longueur variable. Pour ce faire, il a été décidé d'utiliser la même procédure expérimentale décrite par les étapes suivantes : (i) réalisation d'une accumulation de glace en régime humide sur la colonne isolante ; (ii) création d'un intervalle d'air artificiel près de l'électrode haute tension en découpant une partie du dépôt de glace ; (iii) établissement d'un arc blanc le long de l'intervalle d'air par application de la tension jusqu'à ce que ce dernier soit stable ; enfin, (iv) diminution de la tension jusqu'à extinction de l'arc. Cette dernière étape permet ainsi de déterminer la tension minimale nécessaire au maintien de l'arc qui correspond à la valeur de la tension appliquée lors de l'extinction de l'arc. Chaque série de tests a été réalisée en ajustant les paramètres suivants : (i) la longueur de la colonne isolante ; (ii) la longueur de l'intervalle d'air et (iii), la valeur du courant de fuite. Ce dernier paramètre a été contrôlé indirectement en faisant varier la valeur de la conductivité surfacique du dépôt de glace. Les résultats ainsi obtenus ont montré que la longueur de l'isolateur ou de la colonne isolante n'a pas de réelle influence sur la valeur de la tension de claquage de l'intervalle d'air. Par contre, une relation non-linéaire a été établie entre la longueur de l'isolateur et la tension de maintien de l'arc. De plus, une série de tests suivant la même procédure expérimentale décrite précédemment a été effectuée sur des isolateurs de poste de même type mais présentant un diamètre plus grand. Les résultats obtenus ont permis de mettre en évidence que le diamètre, D, de l'isolateur ainsi étudié a une influence sur la condition de maintien de l'arc. Les résultats obtenus au cours de cette recherche ont donc permis d'établir une nouvelle formulation mathématique pour la condition de maintien de l'arc ainsi que de déterminer les paramètres pouvant influencer cette condition. La formulation mathématique proposée a été établie afin de tenir compte de l'allongement de l'arc électrique provoqué par l'élargissement de l'intervalle d'air provoqué par la fonte du dépôt de glace. Basées sur les résultats obtenus au cours de cette recherche, quelques recommandations et pistes de recherche ont été proposées.

Les surfaces diélectriques exposées à des champs électriques tangentiels constituent généralement la partie la plus vulnérable des systèmes haute tension. Bien que le contournement de ces surfaces ait été largement étudié, et malgré le fait qu'on ait une bonne connaissance des décharges électriques dans les gaz, la compréhension physique de la décharge sur une surface de glace reste encore à explorer. Les investigations entreprises dans ce projet visaient à explorer davantage les mécanismes physiques fondamentaux d'une décharge électrique sur une surface de glace. La compréhension de ces mécanismes pourra permettre de concevoir des équipements mieux adaptés au climat des régions froides et ainsi d'accroître la fiabilité des réseaux de transport d'énergie sous des conditions de givrage atmosphérique. Des techniques de photographie ultra rapide ont été utilisées afin d'observer les premières nanosecondes du développement de la décharge. La forme des isolateurs réels étant complexe, un modèle physique de géométrie simple (tige-plan), avec différentes valeurs de rayons de courbure, a été utilisé. Le champ d'apparition des couronnes de streamers, leur vitesse de propagation et la distance axiale du volume critique ont été étudiés. Les résultats ont été déterminés à l'aide de la loi empirique de Peek et comparés avec ceux obtenus dans le cas de l'air. Ils ont montré que la présence d'une surface de glace modifiait considérablement les paramètres d'initiation et développement des couronnes de streamers. Plusieurs hypothèses pouvant être à la base de l'initiation et de la propagation d'une décharge électrique sur une surface de glace ont été retenues. Il est possible que la décharge en interagissant avec la surface de glace fasse intervenir d'autres mécanismes physiques inexistants dans le cas de l'air. L'hypothèse d'une éventuelle accumulation de charges à la surface de la glace nous a semblé très pertinente. La présence de ces charges surfaciques modifierait considérablement la distribution du champ électrique local, ce qui expliquerait la distorsion des paramètres d'initiation et de propagation de la décharge en présence d'une surface de glace. Des mécanismes qui pourraient être à la base du processus d'accumulation de ces charges ont été aussi identifiés.

En dépit des efforts pour modéliser 1'accretion de glace (givre et verglas) sur les diverses structures, et notamment les équipements des réseaux électriques, très peu d'études portant sur le délestage de la glace (réduction de masse de glace) ont été effectuées. Et ceci malgré l'importance de cette phase dans la conception des lignes aériennes subissant le givrage atmosphérique. En effet, la compréhension du processus de délestage est nécessaire pour l'analyse du comportement de ces structures sous l'effet du givre et du verglas et pour le choix des méthodes et protocoles de mitigation. Cette recherche est divisée en deux grandes parties : la première est le développement d'un modèle mathématique à deux dimensions permettant de prédire la forme du manchon de glace accumulé sur un câble ainsi que le taux du délestage par fonte naturelle sous des conditions météorologiques bien définies comme la vitesse du vent, la température de l'air et l'épaisseur radiale de glace. La deuxième partie consiste à effectuer des tests en laboratoire afin de valider le modèle numérique. La méthode des éléments finis de frontière a été utilisée dans le modèle mathématique car elle s'adapte bien au problème de changement de phase (fonte de la glace). Cette méthode est basée sur la combinaison des équations intégrales classiques et du concept de la méthode des éléments finis. La méthode des éléments finis de frontière permet d'approximer la frontière d'un domaine continu par un ensemble de sous domaines. Dans ce travail, la frontière de la glace a été discrétisée par des éléments linéaires et le domaine câble-glace par des éléments triangulaires. Grâce, à l'introduction de la fonction de Green et des conditions frontières, il a été possible de produire un système d'équations linéaires pour déterminer la distribution de la ni température dans le dépôt de glace, la vitesse de fonte et la forme du manchon de glace. Finalement, le modèle mathématique développé tient compte des deux types de conditions frontières, soit Fourier et Newman. Les échantillons de glace atmosphérique sont formés en laboratoire sous des conditions atmosphériques contrôlées. Les tests expérimentaux ont été réalisés avec les équipements de recherche de la CIGELE dont les laboratoires sont situés à l'Université du Québec à Chicoutimi. La glace formée est un givre dur dont la masse volumique est d'environ 880 kg/m3 ; elle est formée à partir de gouttelettes surfondues emportées par un vent de vitesse moyenne égale à 5 m/s et projetées sur un cylindre lisse représentant le câble. La température de l'air dans la chambre climatique pendant la phase d'accumulation est égale à -10 °C, et deux épaisseurs radiales de glace ont été formées soit 10 et 25 mm. Le diamètre volumique moyen des gouttelettes, la teneur en eau ainsi que le coefficient de captation ont été également mesurés. À l'aide de ces données, la phase d'accumulation fut caractérisée. Les tests expérimentaux en laboratoire ont été divisés en trois parties : le délestage par fonte en absence et en présence du vent et quelques tentatives sur le délestage par sublimation. L'évaluation de la quantité de glace fondue dans le cas du délestage par fonte en absence du vent a été effectuée à l'aide d'un système de capteurs de force. Par contre, dans les deux autres cas, la quantité de glace fondue a été mesurée par pesée à l'aide d'une balance à palettes. La vitesse de fonte observée dans le cas du délestage par fonte en absence du vent fut de l'ordre de 0,53 kg/m2h. Ce résultat est valide dans le cas où la température de l'air est égale à 9 °C et l'épaisseur radiale initiale est 11 mm. Dans le cas du délestage par fonte en présence du vent, une combinaison entre trois vitesses de vent (10, 20 et 30 m/s) et deux épaisseurs radiales initiales de glace (10 et 25 mm) fut testée. La durée des expériences a été toujours fixée à 2 heures et la glace fut mesurée à chaque 30 minutes. Dans le cas où l'épaisseur radiale de glace est de 10 mm, les expériences ont montré que la vitesse de fonte passe de 1,24 à 4,04 kg/m2h lorsque la vitesse de vent varie entre 10 et 30 m/s et la température dans le tunnel réfrigéré est de l'ordre de 2 °C. Ces résultats sont différents (1,53 et 4,35 kg/m2h, respectivement) lorsque l'épaisseur radiale est égale à 25 mm. Dans le cas du délestage par sublimation, une seule série de tests a été élaborée, soit : 10 mm et 30 m/s. La température de l'air dans le tunnel était de -15°C et la quantité de glace sublimée est relativement faible 0,06 kg/m2h comparée au délestage par fonte. Finalement, une comparaison entre les formes de glace obtenues expérimentalement et numériquement a permis de constater que le modèle mathématique a pu prédire la forme du manchon de glace lorsque l'épaisseur radiale de la glace est égale à 10 mm et les vitesses du vent sont (10, 20 et 30 m/s). De même, le modèle numérique a pu prédire la forme du manchon de glace lorsque l'épaisseur radiale de la glace est égale à 25 mm et les vitesses du vent sont (10 et 20 m/s). Par contre, le modèle n'est pas en mesure de prédire la forme du manchon de glace lorsque l'épaisseur radiale est égale à 25 mm et la vitesse du vent est 30 m/s.

There is a general agreement that in service conditions the quality of mineral insulating oils gradually deteriorates under the impact of electrical, thermal and environmental stresses. It is also widely accepted that only the incipient electrical failures such as hot spots and partial discharges are responsible for the gassing of oil. Knowing that the resulting fault gases dissolve in the oil, the technique of Dissolved Gas Analysis (DGA) was developed to detect incipient failures in the transformer. DGA has now become a standard in the utility industry throughout the world and is considered to be the most important oil test for insulating liquids in electrical apparatus. More importantly, an oil sample can be taken at anytime from most equipment without having to take it out of service, allowing a "window" inside the electrical apparatus that helps with diagnosing and trouble-shooting potential problems. This thesis intends to show that the gassing of oil is a more complex phenomenon. In order to emphasize the role played by contaminants in the gassing of oil, fundamental investigations were undertaken. The amount of gases evolved under the impact of electrical stress (ASTM D6180) by a sample of new and aged oil with/without paper was accurately measured along with some physicochemical properties, to assess the relationship between the cause and the symptoms of oil or oil-paper insulation deterioration. The outcome of these investigations provided experimental evidence that the chemical composition of hydrocarbon blend, the oil born decay products and the solid insulation are also contributing factors to oil gassing. Since this finding may affect the diagnostics predicted by some DGA techniques, some thorough investigations were performed. New, aged oil and reclaimed aged oil samples were submitted to thermal and electrical stresses (considering various scenarios) and the dissolved gases analyzed by chromatography. Three of the most used DGA techniques, namely the Duval's Triangle Roger's and Domenburg's ratios were implemented in Labview based software to predict the diagnostic. The obtained results provide experimental evidence that oil born decay products may affect the diagnostics predicted by some DGA techniques. Although such a research is still in a preliminary stage, some very stimulating results have been obtained. - II est généralement admis, qu'en conditions de service, la qualité des huiles minérales isolantes se détériore progressivement sous l'effet des contraintes électriques, thermiques et environnementales. Il est également largement admis que seules les défaillances électriques naissantes telles que les points chauds et les décharges partielles sont responsables du dégazage de l'huile. Sachant que les gaz ainsi produits par les défauts se dissolvent dans l'huile, la technique d'analyse de gaz dissous (AGD) a été mise au point pour détecter les défaillances dans le transformateur. L'AGD est maintenant devenu un standard dans l'industrie à travers le monde et elle est considérée comme le test le plus important dans les appareillages électriques isolés à l'huile. Plus important encore, un échantillon d'huile peut être pris à tout moment, de la plupart des équipements, sans avoir à le mettre hors service, pour le diagnostic et le dépannage d'éventuels problèmes. Ce mémoire se propose de montrer que le gazage dans l'huile est un phénomène complexe. Afin de souligner le rôle joué par les contaminants dans le dégazage de l'huile, des investigations fondamentales ont été entreprises. La quantité de gaz qui se dégage sous l'effet de la contrainte électrique (ASTM D6180) d'un échantillon d'huile neuf ou vieilli avec/sans papier a été mesurée avec précision ainsi que certaines propriétés physico-chimiques, afin d'évaluer la relation entre la cause et les effets de la détérioration de l'isolation de l'huile ou de l'huile-papier. Le résultat de ces investigations a fourni des preuves expérimentales que la composition chimique d'un mélange d'hydrocarbures, les produits issus de la décomposition de l'huile et de l'isolation solide sont également des facteurs qui contribuent à la génération de gaz dans l'huile. Etant donné que cette découverte pourrait affecter les diagnostics prédits par certaines techniques de l'ADG, certaines investigations approfondies ont été réalisées. Des échantillons d'huile neuve, âgée et régénérée ont été soumis à des contraintes thermiques et électriques (en considérant différents scénarios) et les gaz dissous analysés par chromatographie. Trois des techniques de l'ADG les plus utilisées à savoir le Triangle de Duval, Roger et le Ratio de Dôrnenburg ont été implémentées dans le logiciel Labview pour prédire le diagnostic. Les résultats obtenus fournissent la preuve expérimentale que les produits de la décomposition de l'huile peuvent affecter les résultats de diagnostic prédis par certaines techniques de l'ADG. Bien qu'une telle recherche soit encore à un stade préliminaire, certains résultats encourageants ont été obtenus.

Dans le cadre de ce projet, une étude d'évaluation et d'optimisation des procédés de fabrication de pièces d'automobile en alliage d'aluminium est réalisée. L'objectif de cette étude est d'identifier un procédé approprié pour la fabrication des pièces de structures en aluminium et aussi optimiser les paramètres opératoires du procédé pour satisfaire les propriétés mécaniques nécessaires lors de la conception des pièces. Dans cette étude, une pièce de suspension en l'occurrence, le bras de contrôle a été choisi comme objet de recherche. C'est une pièce typique du système de suspension qui existe dans la plupart des véhicules. Elle a une géométrie relativement complexe. Après l'évaluation des différents procédés de fabrication, celui du moulage sous pression à l'état semi-solide semble le plus prometteur à être utilisé pour la fabrication de cette pièce de structure en aluminium. Une étude d'optimisation du procédé est réalisée à l'aide d'une nouvelle méthode de plan d'expérience : E.M.Optimisation, mise en oeuvre par un logiciel portant le même nom. Les résultats de cette étude nous confirment la capacité de ce procédé, c'est-à-dire de savoir s'il est approprié de l'utiliser dans la fabrication de pièces de structure. Les critères d'évaluation sont basés sur les propriétés mécaniques. La méthode E.M.Optimisation nous guide dans la formulation du problème, la réalisation des essais expérimentaux à multi-variable ainsi que la recherche d'une solution optimale. Des modèles mathématiques sont calculés après l'analyse des résultats des essais expérimentaux. Ces modèles représentent les relations quantitatives entre les paramètres opératoires du procédé et la qualité des pièces telles que les propriétés mécaniques. Ils vont aussi nous indiquer les effets de ces paramètres sur chaque propriété mécanique. En se basant sur ces modèles mathématiques et empiriques, une ou des optimisations à multi-variable et multi-objectif vont être réalisées pour trouver des paramètres opératoires optimaux du procédé. Ces derniers doivent satisfaire les propriétés mécaniques nécessaires déterminées lors de la conception de la pièce.

Durant ces années doctorales, la formation et le mouvement des grandes bulles « Fortin » ont été étudiés par l'entremise de la modélisation physique et numérique. L'influence de ce type de bulles sur la couche gazeuse présente dans le procédé d'électrolyse de l'aluminium a aussi été quantifiée. Dans un premier temps, la morphologie de la bulle « Fortin », qui se forme sous une surface solide légèrement inclinée, a été étudiée dans un modèle physique à eau ainsi que par modélisation numérique. Cette étude a permis de découvrir que la bulle « Fortin » était formée par une onde gravitationnelle. Les dimensions et la vitesse de la bulle « Fortin » ont été mesurées en fonction du volume de la bulle et de l'angle d'inclinaison de la surface. Deux équations ont été développées afin de prédire le volume d'une bulle « Fortin ». Lors de ces études, une large bulle se mouvant sous une surface inclinée fut, pour une première fois dans la littérature, simulée numériquement. Les résultats obtenus concordent avec les mesures expérimentales. D'autre part, la formation et le mouvement de larges bulles de dioxyde de carbone, se déplaçant dans la cryolithe liquide, ont aussi été simulés. L'effet de la bulle « Fortin » sur la couche gazeuse et sur l'écoulement engendré par les bulles a été étudié expérimentalement dans un modèle physique à eau. Trois régimes d'écoulement sous l'anode, différenciés par le taux de génération de gaz, ont été déterminés. Une corrélation entre la hauteur moyenne de la couche gazeuse et la position sous l'anode a été développée. Le volume de gaz accumulé sous l'anode peut être calculé avec cette équation. La hauteur maximale de la couche gazeuse a été mesurée et ce chiffre à 2 cm en raison de la présence de la bulle « Fortin ». De plus, la hauteur moyenne de la couche gazeuse a été mesurée et s'est avérée supérieure aux valeurs présentes dans la littérature. H a été possible d'observer que les grandes bulles se fractionnent toujours en deux ou plusieurs bulles juste avant de quitter la surface de l'anode. La sortie des grandes bulles engendre une augmentation du transfert de quantité de mouvement dans la cuve. Le mouvement de la couche liquide dans la cuve a été étudié par la technique PIV. Ces expérimentations démontrèrent que la taille et la forme des bulles jouent un rôle très important sur le transfert de quantité de mouvement. L'influence des bulles « Fortin » sur le transfert de quantité de mouvement est plus importante que celle des petits bulles. Les bulles de type « Fortin » engendrent un intense transfert de quantité de mouvement dans le liquide, lequel participe à l'homogénéisation du champ de température et à l'augmentation du transport de masse dans la cuve.

Le contrôle des vibrations devient de plus en plus important dans les éoliennes modernes. Ce travail démontre les méthodes de choisir les capteurs et d'estimer les états dans le contrôle des vibrations dans les structures des éoliennes et explore aussi quelques alternatives dans la commande individuelle du calage des pales. Une analyse du problème de l'estimation des états conclut qu'il n'y a pas besoin de mettre les capteurs à l'extérieur de la nacelle : les états dont la commande a besoin, tels que les deflexions de la structure et les variations des vitesses du vent dans le plan du rotor, sont bien estimés à partir des mesures de force, de couple et d'accélération dans la nacelle et son enroulement d'embardée. Quant aux algorithmes d'estimation, le filtre de Kalman à réponse impulsionnelle infinie sert bien dans les applications de commande, mais une diminution de la réponse impulsionnelle du filtre peut augmenter la précision de l'estimateur aux fréquences plus élevées. Les simulations du NKEL Offshore Baseline Turbine (5MW) indiquent que la commande individuelle du calage des pales peut permettre des réductions d'environ 24% dans les couples aux racines des pales dans certaines conditions, mais que la dynamique des actionneurs de calage et les suppositions dans la modélisation peuvent limiter la performance de la commande dans d'autres conditions. La stratégie de contrôle qui s'avère la plus performante dans ce travail est une régulation de l'angle d'attaque estimé.

Le présent travail vise à étudier les effets des additifs sur les propriétés mécaniques ainsi que sur l'usinabilité d'un nouvel alliage de fonderie, le 220 (Al-2%Cu-1.3%Si-0.4%Mg), destinés à des applications automobiles. Ce travail de recherche a été accompli à travers deux types d'étude : (i) l'étude des propriétés mécaniques (ii) et l'étude de l'usinabilité. L'étude des propriétés mécaniques visait à examiner les effets du Sr, Ti, Zr, Fe, Mn et Ag en plus des éléments de décolletage, Sn et Bi, sur les propriétés mécaniques de l'alliage 220 aux conditions tel que coulée et traitée thermiquement. Les propriétés mécaniques en question incluant la traction, la dureté et la resilience lesquelles ont tous été évaluées à la température ambiante. L'étude de l'usinabilité a été consacrée à l'examen des performances de perçage et de taraudage de quatre alliages basés sur le 220 ainsi que sur l'alliage A206 qui a été sélectionné dans le but d'une étude comparative sur l'usinabilité sur celui-ci et celle du 220. Les quatre alliages sélectionnés parmi les alliages préparés pour la première étude incluent : (i) l'alliage 220, (ii) l'alliage 220 + Ti + Zr, (iii) l'alliage 220 + Ti + Zr + Sn et (iv) l'alliage 220 + Ti + Zr + Bi. Les performances d'usinage ont été évaluées en terme de force de coupe, de moment de coupe et de durée de vie de l'outil aussi bien que par la caractérisation des copeaux. La durée de vie de l'outil est exprimée en termes de nombre de trous percés ou taraudés avant que l'outil ne cède. Une évaluation microstructurale révèle que les phases A^Cu, AlsMgsSiôCui, et le script chinois ct-Ali5(Fe,Mn)3Si2 sont les principaux constituants de la microstructure de l'alliage 220. L'absence de particule libre de Si dans la microstructure implique que le silicium a été consommé sous forme de phases intermétalliques Al-Fe-Si et Al-Cu-Mg-Si. Les plaquettes de la phase /J-AlsFeSi ne sont pas en évidence en raison du haut ratio Mn: Fe (~ 1) de l'alliage 220 qui favorise la formation de la phase ct-Fe au dépend de la phase /?-Fe. L'ajout de Sr affine la morphologie de la phase de script chinois ct-Fe dans une certaine mesure, résultant à une distribution égale des particules de cette phase dans la matrice d'aluminium. L'ajout combiné de Ti et Zr provoque une diminution de la taille des grains de 68% par rapport à l'alliage de base 220 non-affiné. Cette réduction peut-être attribuable à la formation de particules Zr-Ti qui agissent comme sites de nucléation pour les petits grains équiaxes de a-Al. Les précipités d'étain formant les particules /?-Sn qui apparaissent sous forme de petites grappes réparties aléatoirement, se solidifient habituellement au sein du réseau de phase AI2CU. Après le traitement thermique, des particules de Bi et de /?-Sn ont été trouvés non dissoutes dans la matrice d'aluminium, rendant ainsi possible leur action de décolletage pendant l'usinage. L'évaluation des propriétés mécaniques montrent que l'effet du Sr sur les propriétés mécaniques à l'égard de la modification du silicium eutectique n'entre pas enjeu et ce en raison de la faible teneur en Si. Le rôle du Sr d'affiner la morphologie de la phase de script chinois a-Fe contribue à une légère amélioration de la ductilité et la ténacité. L'ajout de zirconium produit une amélioration marquée des propriétés mécaniques dans la condition telle que coulée et après traitement thermique en raison de son action d'affinage de grains.1 1 Une quantité excessive de Fe augmente la précipitation des particules de script eliiiiuis u-Fe réduisant ainsi les propriétés de traction et de resilience. L'ajout subséquent de Mn augmente légèrement la limite élastique et la limite ultime sans créer de changement observable pour la ductilité et la ténacité. Contrairement aux attentes, l'ajout d'argent ne produit pas d'augmentation considérable dans les propriétés de résistance (YS et UTS) ou dans les valeurs de dureté pour les conditions traitées. Ces résultats sont attribuable à la présence de Si qui favorise la formation de la phase Mg-Si au début du vieillissement, qui à son tour réduit le nombre de co-amas Mg-Ag, appelés à servir de sites de nucléation efficaces pour les précipités de durcissement. L'addition de Sn diminue les propriétés de résistance et les valeurs de dureté mais augmente la ductilité et la ténacité dans l'état tel que coulé en raison de l'effet d'adoucissement de la phase Sn. Dans les conditions de traitement, la réduction causés aux propriétés de résistance et de dureté est principalement attribuable à la formation de porosité associée à la fonte de Sn pendant le traitement de mise en solution et le remplacement du Si par le Sn dans les composés de Mg, ce qui à son tour, entrave la précipitation de la phase de Mg lors du durcissement. La présence de Bi sous forme de particules fragiles non dissoutes réduit mécaniquement les propriétés de traction et de resilience dans l'état tel que coulé. Ces particules, en liaison avec l'interaction Bi-Mg qui consomme le Mg libre disponible pour former la phase de durcissement Mg, sont responsables de la réduction causée aux propriétés mécaniques dans les conditions traitées. Les caractéristiques de vieillissement révèlent qu'un traitement à 180°C entraîne un durcissement de l'alliage pour des temps allant de 2 à 16 heures, alors qu'un traitement à 220°C cause un sur-revenu qui occasionne un adoucissement après 2 heures de vieillissement. La présence de plusieurs phases de durcissement dans le système d'alliage Al-Cu-Si-Mg, y compris 9 (AI2CU), /? (Mg2Si), et Q (AlsMggSiôCui), qui ne doivent pas céder à tous croissance simultanément, conserve les propriétés de résistance et les valeurs de dureté à des niveaux élevés, sans aucun recul pour un vieillissement à 180°C allant jusqu'à 16 heures. Basé sur cette enquête, afin de maintenir un compromis satisfaisant entre la résistance et la ductilité, un traitement T6, réalisé à 180°C pour des temps de vieillissement allant de 2 à 8 heures, est recommandé pour le nouvel alliage Al-Cu. Pour les essais d'usinage, les résultats montrent que tous les alliages étudiés ont atteint un taux d'usinabilité supérieur tout en respectant la durée de vie de l'outil qui peut dépasser 2500 trous. Ces résultats pour la durée de vie de l'outil sont compatibles avec le fait qu'il n'y a pas eu d'usure importante sur le foret ou de changement observable dans la largeur de la l'arête (BUE) pendant le processus de forage. L'addition de Sn et Bi améliore considérablement l'usinabilité en diminuant la force totale de forage pendant la période d'évaluation par des valeurs moyennes de 14% et 25%, respectivement, par rapport à l'alliage de base 220. Le moment total de forage a été réduit d'à peu près les mêmes valeurs. Une inspection des copeaux de forage révèle que les alliages de base 220 produits des copeaux en forme d'éventail à l'exception des alliages contenant du Bi, les copeaux ont tendance à prendre une forme d'aiguille. L'ajout de Bi augmente la fragmentation des copeaux de 70% par rapport à l'alliage de base 220, alors qu'aucun changement pour lesIl l caractéristiques des copeaux a été causé par l'addition de Sn. De par sa ductilité supérieure, l'alliage A206 est apte à produire des copeaux coniques longs et continus et affiche une fragmentation qui est 32% inférieure à celle de l'alliage 220. Les résultats de taraudage montrent que les additifs ont le même effet sur la force et le moment de taraudage que celle observée pour les essais de forage. Le taraud, cependant, affiche une durée de vie plus courte par rapport à le foret pour toutes les conditions d'alliage étudiées. Une telle diminution de la durée de vie peut être attribuable à une plus grande sensibilité du taraud en acier rapide à l'effort de coupe par rapport au foret en carbure. Une étude comparative menée sur le comportement d'usinage de l'alliage 220 et celui des alliages A206, 356, B319, A319 révèle que l'alliage 220 peut être proposé comme une alternative moins dispendieuse et plus légère pour une utilisation dans les applications d'usinage des alliages A206. Cette conclusion est solidement fondée sur la convergence des résultats pour les deux alliages à l'égard des forces et des moments de forage, ainsi que sur l'amélioration relative des caractéristiques des copeaux obtenus de l'alliage 220. La comparaison montre également que l'usinabilité de l'alliage 220 peut être un compromis acceptable entre ceux des alliages 356 et B319, d'une part, et celle de l'alliage A319 de l'autre.

La resilience est une propriété mécanique qui a pris de l'importance au cours des dernières années. Les données de la resilience sont utilisées pour optimiser les paramètres de conception puisqu'elles fournissent un moyen de comparaison et d'évaluation de la ductilité des alliages dans des conditions de haut taux de déformation. L'un des tests les plus répandus pour mesurer l'énergie de resilience d'un matériau donné est l'essai de resilience Charpy, qui a évolué pour devenir aujourd'hui un outil qualitatif pour la sélection des matériaux et pour étudier les effets des changements de microstructure sur la ténacité des matériaux. Le but principal de ce travail est d'étudier les effets de la modification au Sr, des phases intermétalliques à base de fer et des conditions de vieillissement sur la resilience des alliages commerciaux 356 et 319. La parfaite compréhension de tels paramètres quant à ces alliages serviront également de base de référence pour la caractérisation des propriétés de resilience du nouvel alliage Al-Si 396, lequel étant présentement étudié dans le cadre du programme de recherche de développement d'alliage. Les résultats obtenus de cette étude ont été analysés par rapport aux effets de ces paramètres sur l'énergie totale absorbée (ET), de l'énergie initiation de fissure (Ei) et de l'énergie de propagation de la fissure (Ep). La rupture se produisant dans les alliages 356, 319, et 396 non-modifiés et modifiés au Sr contenant différents niveaux d'additions a également été étudiée. L'énergie totale absorbée a été mesurée en utilisant une machine d'essai de resilience Charpy, de modèle SI-1D3 de SATEC Systems Inc. couplée à un système d'acquisition de données. Ces tests ont été effectués sur des échantillons sans entaille afin de mettre en évidence le rôle des paramètres métallurgiques sur l'initiation et la propagation de la fissure. Les dimensions de l'échantillon selon la norme ASTM-E23 sont de 10 x 10 x 55 mm. Les résultats de l'examen microstructural révèlent que l'alliage 356 non modifié tel que coulé affiche de grosses particules aciculaires de silicium eutectique. Dans l'alliage 356 tel que coulé, la phase pi-fer précipite soit en liaison étroite avec les plaquettes de la phase b-fer ou encore en particules indépendantes en forme de script. D'autre part, les aiguilles b-fer et les particules pi-fer semblent être se former loin des colonies de silicium eutectique modifié pour l'alliage 356 modifié. La mise en solution dissout complètement les particules de petite taille de la phase % dans la matrice, en particulier pour l'alliage 356 contenant de faibles niveaux de fer. Les particules de grande taille de la phase K semblent se dissoudre partiellement dans la matrice puisque le temps de mise en solution est insuffisant pour produire une dissolution complète. Il sera également observé que certaines aiguilles P subissent une striction et mènent ultimement à une fragmentation en plus petites aiguilles. Les résultats obtenus ont révélé que l'augmentation du niveau de fer diminue significativement les valeurs de l'énergie de resilience des alliages 356 et 319. L'ajout de 0,1% en poids de Mn aux alliages 319 et 356 non-modifiés semble avoir aucun effet observable sur les valeurs de l'énergie de resilience, en particulier par rapport aux valeurs obtenues pour les mêmes alliages ne contenant que du Fe. L'augmentation du niveau de Mn à 0,38% en poids produit une légère amélioration dans les valeurs de l'énergie de resilience pour les alliages 356 et 319 non-modifiés et modifiés par rapport aux alliages contenant uniquement du fer pour les conditions tel que coulé et après mise en solution. L'alliage 319 contenant différents niveaux de Fe-Mg combinée affiche des valeurs de l'énergie de resilience plus faible que celui ne contenant que du fer, quel que soit le niveau de fer. Une telle baisse de la valeur de l'énergie de resilience est plus prononcée après l'ajout de 0,28% en poids de Mg. La même observation a été faite dans le cas des additions combinées de Fe, Mn et Mg, à l'exception des conditions modifiées et après la mise en solution, où leurs valeurs de l'énergie de resilience demeurent presque inchangées. L'ajout de 200 PPM Sr dans les alliages 356 et 319 tel que coulés améliore légèrement les valeurs de l'énergie de resilience. Le traitement thermique couplé à la modification au Sr améliore l'énergie globale de resilience pour les alliages 356 et 319, en particulier pour les faibles niveaux d'additions. Les alliages modifiés montrent des valeurs plus élevées d'énergie de resilience par rapport aux alliages non modifiés dans les mêmes conditions, quel que soit le niveau des ajouts. L'augmentation du temps de vieillissement artificiel de l'alliage 356 non-modifié et modifié à 180°C jusqu'à 8 h diminue la valeur d'énergie de resilience comparée à celle obtenue après la mise en solution. D'autre part, le sur revenu à 220°C augmente progressivement les valeurs d'énergie de resilience en augmentant le temps de vieillissement jusqu'à 12 h. Une amélioration considérable de la valeur de l'énergie de resilience d'environ 20 J et 18 J a été observée pour les alliages 356 modifiés contenant 0,15% de Fe et l'addition combinée de 0,22% et 0,14% Mn, respectivement. L'alliage 319 contenant du fer présente le même comportement après un vieillissement à 180°C et à 220°C, toutefois, les valeurs de l'énergie de resilience après le vieillissement à 220°C pour différents temps sont légèrement inférieures à celles obtenues à 180°C. Les alliages 319 modifiés et non-modifiés contenant 0,18% Fe vieillis à 180°C pendant 12 h donnent la valeur d'énergie de resilience d'environ 12 J, la plus élevée parmi tous les alliages impliqués. Une variation similaire dans les valeurs de l'énergie de resilience des alliages 319 contenant des additions combinées de Fe-Mn et Fe-Mg est observée après un vieillissement à 180 ° C et 220 ° C à différents temps de vieillissement. Une légère augmentation de la valeur de l'énergie de resilience est observée pour les alliages 319 non-modifiés et modifiés après un vieillissement à 180°C soit pour 2 ou 12 h à comparer aux valeurs obtenues pour les alliages tel que coulés. Les alliages 319 modifiés contenant 0,3% en poids de Fe-Mn ont démontré des valeurs d'énergie de resilience plus élevées pour tous les temps de vieillissement à 220°C que celles obtenues pour les mêmes alliages mais après la mise en solution. Les valeurs de l'énergie de resilience pour l'alliage 396 présentent une amélioration similaire à celle observée pour les alliages hypoeutectiques 356 et 319 modifiés et traités thermiquement. Toutefois, l'alliage 396 donne des valeurs de resilience inférieures à celles obtenues pour les alliages 356 et 319. Le contenu quasi eutectique de silicium ~ 11% en poids avec la fraction volumique élevée de composés intermétalliques y compris les phases contenant du Cu et du Fe fourni un grand nombre de sites d'initiation de fissures et réduit ainsi les valeurs de l'énergie de resilience de l'alliage 396. L'effet des constituants de la microstructure est plus prononcé à une faible vitesse refroidissement (SDAS ~120um). Le comportement des alliages 396 est similaire pour les deux conditions de refroidissement, cependant les alliages refroidis à l'air, afficher les valeurs de l'énergie de resilience plus élevées que pour les alliages refroidis dans le four. L'augmentation du temps de vieillissement à 44 h à la température maximale du vieillissement de 180° C ne produit pratiquement pas de changement perceptible dans les valeurs de l'énergie resilience pour tous les alliages 396 étudiés. Le vieillissement artificiel à 240°C pendant 44 h produit une augmentation importante des valeurs de l'énergie de resilience à la suite de l'adoucissement, indépendamment de la composition des alliages. Le comportement à la rupture des alliages 356 non-modification contenant 0,15% de Fe est principalement contrôlée par les particules aciculaires de la phase Si eutectique tandis que les plaquettes /?-fer agissent en tant que sites d'initiation de fissures et facilitent la propagation des fissures pour les alliages non modifiés contenant 0,8 % de Fe. Les plaquettes /?-fer et les particules de la phase pi-fer contribuent largement à l'initiation et à la propagation de la fissure pour les alliages 356 modifiés contenant 0,9% de Fe. La fracture des alliages 319 est régie principalement par la phase intermétallique Al2Cu ainsi que les deux phases de fer : a-fer et /?-fer. La propagation de la fissure des alliages 396 se produit principalement à travers les phases intermétalliques A^Cu ou a-fer.