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.

La formation de la phase intermétallique de fer ^-AlFeMgSi dans les alliages Al-Si- Mg est connue pour son effet néfaste sur la ductilité et la résistance, elle est contrôlée par la teneur en Mg et en Fe de l'alliage, ainsi que par la vitesse de solidification. La présente étude a été réalisée en vue d'enquêter sur tous les paramètres métallurgiques affectent la formation des phases intermétalliques n de fer, et à son tour, le rôle de la phase % en ce qui concerne les propriétés de traction et d'impact des alliages Al-Si-Mg. Les paramètres étudiés incluent la teneur en Mg et en Fe, l'addition de Be, la vitesse de refroidissement, la modification au Sr ainsi que les durées des mises en solution. Une parfaite compréhension de ces paramètres et de leurs effets sur la composition de la phase % des intermétalliques de fer permettra d'élargir la base de données disponibles concernant la formation de cette phase et des méthodes requises pour réduire ses effets négatifs en vue d'améliorer les propriétés mécaniques des alliages Al-Si-Mg. L'évaluation microstructurale a été réalisée au moyen de la métallographie quantitative en utilisant la microsonde électronique (EPMA) et la microscopie électronique à balayage (MEB). Les résultats indiquent que l'augmentation du Mg ainsi que du Fe augmente la quantité de phase 71-AlMgFeSi formée. Tous les alliages contenant de faibles niveaux de fer, peu importe la teneur en Mg montrent de faible quantité de phase % d'intermétalliques de fer. L'ajout de traces de Be a un effet observable dans la réduction du nombre de phase % formé dans tous les alliages étudiés. Les particules de la phase n d'intermétalliques de Fe semblent s'être ségrégées loin du Si modifié dans les alliages modifiés au Sr, en particulier ceux qui se solidifie à une vitesse de refroidissement faible. L'effets des différents temps de mise en solution sur la décomposition de la phase TC ont été étudiées afin d'examiner comment ce type de décomposition affecte la chimie de la matrice elle-même. Après 8 heures de traitement thermique à une teneur de %Mg, la phase 7i a montré une décomposition complète sous forme d'aiguilles fines de phase p. La phase TC, cependant, a montré une décomposition partielle en aiguilles de phase P à des niveaux supérieur à 0,4%Mg. Ce type de décomposition a été examiné aux fins de cette étude sur de longues périodes de traitement de mise en solution dans des échantillons d'alliage Al-7%Si- 0.55%Mg-0.1%Fe obtenus à différents taux de refroidissement afin d'évaluer le mécanisme de décomposition des phases Ji-p. Les résultats obtenus montrent que la fraction volumique de la phase Tt-AlFeMgSi diminue de manière significative en prolongeant la durée de mise en solution. Le montant le plus élevé de la phase p nouvellement formée a été observée dans l'intervalle des temps de mise en solution de 60 à 80 heures. Une analyse de la composition chimique de la matrice à l'aide de la spectroscopie dispersive en longueur d'onde (WDS) à différents stades de mise en solution a révélé que la décomposition de la phase 7C-P au cours du traitement thermique résultats d'une nette augmentation de la teneur en Mg dans la matrice. Par ailleurs, aucun changement n'a été observé dans les stoechiométries calculées des phases intermétalliques % et P au cours du traitement thermique pour tous les échantillons des alliages étudiés. L'étude a également étudié la décomposition de 7ï-AlFeMgSi en aiguilles de phase p au cours de longues périodes de traitement thermique et ses effets sur les propriétés mécaniques des alliages Al-7%Si-0.55%Mg-0.1%Fe. Les résultats obtenus à partir des valeurs calculées de l'indice de qualité montre que le temps de mise en solution optimale pour les alliages modifiés au Sr est de l'ordre de 12 heures. Une utilisation prolongée de la durée de mise en solution conduit à la décomposition d'une grande quantité de la phase % en aiguilles de phase P, environ 85%, ce qui permet une légère amélioration des propriétés de traction à 80 heures par rapport au traitement standard. Cette amélioration peut être attribuée à l'augmentation du taux de Mg dans la matrice résultant de la décomposition de la phase %, et qui est alors disponible pour la précipitation du Mg2Si lors du vieillissement ultérieur. Une analyse des résultats obtenus à partir des essais de Charpy en utilisant des échantillons non entaillés montre que la plus grande amélioration dans les énergies d'initiation et de propagation est obtenue pour les alliages tels que coulés et traités thermiquement lorsque ces alliages sont solidifiées à une vitesse de refroidissement faible et modifié avec du strontium. Une augmentation du temps de mise en solution améliore les propriétés d'impact des alliages par rapport à l'état tel que coulé. Conformément à cette constatation, le temps recommandé de mise en solution pour obtenir une énergie d'initiation et de propagation maximale est de 20 heures pour tous les alliages étudiés. Les résultats montrent également que les propriétés d'impact sont plus sensibles aux changements qui surviennent dans la microstructure qui résultent de la mise en solution et de la modification au Sr, à savoir, la morphologie du Si eutectique et de la phase %, plutôt que ceux liés aux propriétés de traction, à savoir, à la teneur en Mg dans la matrice. L'analyse de la fracture a été réalisée en utilisant un microscope à balayage électronique équipé d'un système d'analyse d'élément EDX. Les résultats obtenus montrent que le comportement à la rupture lors des essais de traction et d'impact des alliages Al- 7%Si-0.55%Mg-0.1%Fe sont contrôlés principalement par la morphologie du silicium eutectique. Les intermétalliques de fer de phase n agissent en tant que sites d'initiation de fissures et fournissent un chemin facile pour la propagation des fissures dans les deux alliages, non-modifiés et modifiés au strontium. L'analyse de la fracture de l'échantillon traité pendant 80 heures montre la présence d'aiguilles de phase P nouvellement formées qui fournissent une source supplémentaire pour l'initiation de la fissure, et donc tous les alliages traités pendant 80 heures présentent les valeurs d'énergie les plus bases.

Dans cette étude, nous nous intéressons principalement au développement de la coulée, et au durcissement structrural des composites à matrice métallique AI-B4C pour des applications à haute temperature. Le scandium et le zirconium ont été introduits dans le système AI-B4C, comme éléments d'alliage, et leurs effets sur la microstrcture, la réponse au vieillissement, les propriétés mécaniques et la stabilité thermique ont été étudiés. Afin de réaliser cette étude, un microscope optique, un microscope électronique à balayage et un microscope électronique à transmission ont été utilisés dans le but d'observer la microstructure de brut de coulée et celle obtenue après vieillissement, d'analyser les réactions interfaciales, la distribution des éléments d'alliage entre l'interface et la matrice ainsi que pour examiner l'évolution des précipités lors de la couleé et le vieillissement. La réponse au vieillissement et le durcissement structural de la matrice ont été suivis par des mesures de dureté 'Vickers'. Les propriétés mécaniques et la stabilité thermique à long terme des composites contenant Se et Zr ont été évaluées en utilisant des essais de dureté Vickers et Rockwell ainsi que des essais de compression. Dans le premier chapitre de cette étude, des plaques de B4C ont été immergées dans l'aluminium liquide contenant Se, Zr et Ti afin d'étudier les réactions interfaciales entre le B4C et l'aluminium liquide. Les effets de Se, Zr et Ti à l'interface en terme d'apports individuels et combinés ont été examinés. Les résultats montrent que les trois éléments réagissent avec B4C et forment des couches interfaciales, qui agissent comme des barrières de diffusion, dans le but de limiter la décomposition du B4C dans l'aluminium liquide. Ainsi, les réactions interfaciales et les produits de réaction dans chaque système ont été identifiés. En combinant le Se, Zr et Ti, une grande quantité de Ti est enrichie à l'interface, qui non seulement offre une protection appropriée au B4C mais aussi une réduction de la consomation de Se et Zr à l'interface. Dans le second chapitre, le scandium et le zirconium ont été introduits dans le composite Al-15vol.% B4C, présaturé par Ti et huit composites à diférents teneurs en Se et Zr ont été préparés par couleé conventionelle. Il a été constaté que le scandium favorise les réactions interfaciales avec B4C qui consomme partiellement le Se. L'ajout de Se procure un durcissement structural considerable dans les conditions de couleé conventionnelle et du pic de veiellissement. Afin d'obtenir un durcissement equivalent de Se dans les alliages binaires, environ le double de la quantité de Se est nécessaire pour les composites AI-B4C. Par contre, aucun produit de réaction majeur de Zr n'a été trouvé aux interfaces. En effet, la majeure partie de Zr se concentre dans la matrice pour le durcissenent structurale. La combinaison de Se et Zr augmente de manière significative le durcissement structural. Deux types de précipités nanométriques, AI3SC et Al3(Sc, Zr), ont été observés dans la microstructure obtenue après coulée, qui contribue à une angmentation significative de la dureté de la matrice. Dans le troisième chapitre, les composites à différents teneur en Se et Zr ont été vieillis en condition isotherme à 300, 350, 400 et 450 °C après homogénéisation/mise en solution. Les résultats démontrent que l'ajout de Se induit un durcissement par precipitation considerable à la matrice des composites, pour toutes les temperatures de vieillissement appliquées. L'effet du durcissement par précipitation augmente avec l'augmentation de la quantité de Se et diminue lorsque la temperature de vieillissement est surélevée. La combinaison des éléments d'alliage Zr et Se dans les composites AI-B4C produit un effet synergique. L'addition de Zr fournit non seulement une augmentation de la résistance mécanique au pic de vieillissement mais aussi une amélioration de la stabilité thermique. Les composites ayant un rapport Zr:Sc élevé ( > 1) présentent une excellente stabilité thermique de la résistance mécanique jusqu'à 400 °C. Le survieilissement est retardé d'environ -100 °C par rapport aux composites sans Zr pour la même teneur en Se. La fraction volumique de précipités, le rayon moyen et la distribution de la taille des précipités nanométriques AI3SC et Al3(Sc,Zr) ont été mesurés au cours du processus de vieillissement. Les précipités Al3(Sc,Zr) montrent généralement une résistance au grossissement bien meilleure que celle des précipités AI3SC. Il est également confirmé que le contournement d'Orowan est le principale mécanisme qui contrôle le durcissement par precipitation des deux précipités. Dans le quatrième chapitre, deux composites contenant chacun 0.4% Se et 0.4% plus 0.24 % Zr ont été élaborés pour examiner leurs propriétés mécaniques au cours d'une exposition de longue durée (2000h) à des temperatures élevées, allant de 250 à 350 °C. Anisi, pour une stabilité thermique prolongée, les propriétés mécaniques du composite contenant Se et Zr sont stables jusqu'à 300 °C, pendant que le composite contenant uniquement Se montre une bonne resistance à l'adoucissement jusqu'à 250 °C. Pour des temperatures élevées la résistance mécanique des deux composites diminus en fonction du recuit prolongé. La dégradation des propriétés mécaniques des composites pendant une longue période de recuit et à haute temperature est dominée par le grossissement des précipités. Enfin, deux composites contenant chacun 0.58 % Se et 0.58 % Se plus 0.24 % Zr, ont été laminés à chaud jusqu'à une épaisseur de 2 mm avec une réduction totale de 93%. Les résultats montrent que les composites contenant Se et Zr possèdent une bonne aptitude à la mise en forme par laminage à chaud. La réponse au vieillissement et au renforcement par précipitation au cours des traitement thermiques subits après laminage ont été examinés et 1' impact des paramétres sur le durcissement par vieillissement a été défini.

La présente étude a été réalisée dans le but d'en arriver à une meilleure compréhension de l'influence des traitements thermiques sur lit de sable fluidisé sur les propriétés élastiques ainsi que des indices de niveau de qualité des moules servant à la fonte des alliages A356.2 et B319.2. Pour des fins de validation, l'utilisation de fours à lit de sable fluidisé dans les applications industrielles pour le traitement thermique des moules A356.2 et B319.2, les propriétés élastiques et les indices du niveau de qualité de ces alliages sont corrélés avec les paramètres métallurgiques les plus communs les influençant. L'étude de ces variables comprend la modification de strontium, le raffinage du grain, le temps requis lors de la mise en solution, les paramètres de vieillissement et des moyens utilisés au refroidissement. La technologie traditionnelle de traitement thermique, s'appliquant au système de circulation d'air des fours à convection, a été utilisée afin d'établir une comparaison pertinente avec le lit de sable fluidisé pour le traitement thermique des alliages étudiés dans le but d'obtenir des cycles de vieillissement T6 en continu ou cycles multi-gradués. Un tableau de données qualitatives a été utilisé pour prédire et/ou sélectionner les conditions optimales de traitement thermique ainsi que les techniques à appliquer dans l'industrie afin d'obtenir les propriétés optimales requises pour les applications en ingénierie notamment. Les résultats ont révélé que les valeurs de résistance obtenues pour les alliages 319 et 356 en utilisant 16 sont plus sensibles au traitement thermique sur lit de sable fluidisé (FB) que lors d'un traitement classique dans un four à convection (FC) pour des durées de traitement en solution allant jusqu'à 8 heures. Au-delà de cette période, aucune différence notable dans les propriétés n'a été observée avec les deux techniques. Une augmentation significative de la résistance a été observée dans les échantillons traités thermiquement sur lit de sable fluidisé, après un court temps de vieillissement situé entre de 0,5 et 1 heure et même pouvant aller jusqu'à 5 heures. Les alliages 319 montrent des signes d'usure prématurée après 8 heures de vieillissement à l'aide d'un four conventionnel, tandis qu'avec un traitement sur lit de sable fluidisé, l'usure n'apparait seulement qu'après 12 heures. L'analyse des propriétés d'élasticité en termes d'indice de qualité a démontré que les deux alliages 319 et 356 modifiées et non modifiées ont le même niveau de qualité ou plus élevé, après seulement 2 heures de traitement dans un lit de sable fluidisé, comparativement à 10 heures en utilisant un traitement avec des fours à convection (FC). Les indices de qualité des alliages 356 sont plus sensibles à la technique du lit de sable fluidisé que pour les alliages 319 grâce à un temps de vieillissement plus long pouvant aller jusqu'à 5 heures. Cependant, les alliages 319 traités thermiquement sur lit de sable fluidisé démontrent de meilleurs indices de qualité que ceux obtenus avec un four à convection après 0,5 heures de vieillissement et des temps de traitement en solution d'un maximum de 5 heures. En ce qui concerne les tableaux de données qualitatives des alliages 319, les échantillons traités thermiquement montrent que l'augmentation du temps de vieillissement atteint son niveau maximal de résistance après 8 heures dans un four à convection (FC) et après 12 heures sur un lit de sable fluidisé (FB), il y a donc une augmentation du niveau de résistance de l'alliage avec une diminution de ses indices de qualité pour la même durée de traitement thermique en solution. L'analyse statistique des résultats révèle que la modification et le niveau de température de chauffage pour la technique de traitement thermique ont le plus d'effets positifs sur les indices de qualité des alliages 356. L'analyse des diagrammes d'interaction confirme que les indices de qualité des alliages 356, comparativement aux alliages 319, sont plus sensibles à la technique de lit de sable fluidisé qu'aux techniques de traitement thermique des fours conventionnels. Les caractéristiques des particules Si des alliages étudiés démontrent que la plus petite taille des particules est obtenue après un traitement thermique en solution en utilisant un lit de sable fluidisé, la solution optimale de traitement thermique étant de 0,5 heure pour les alliages modifiés et jusqu'à 5 heures pour les alliages non modifiés. Le traitement sur lit de sable fluidisé résulte en des particules Si fragmentées en raison des effets du niveau de température élevé associé à cette technique. En ce qui a trait aux caractéristiques de durcissement des précipités, il existe une relation directe entre le niveau de température et la dispersion des précipités pendant le traitement de vieillissement. Le niveau de température dans un lit de sable fluidisé conduit à la formation des précipités plus stable, ou des zones GP, pendant la phase de chauffage pour atteindre la température de vieillissement. Ces précipités peuvent agir comme des zones propices pour la nucléation hétérogène d'autres précipités. L'utilisation d'un lit de sable fluidisé pour les traitements de refroidissement et de vieillissement des moules destinés à la fonte des alliages A356.2 et B319.2 démontre des rendements YS (limite élastique) et UTS (limite ultime) supérieurs par rapport aux alliages placés dans les fours conventionnels. Les valeurs de résistance des alliages A356 et B319 qui ont été traités selon le traitement T6 sont meilleures lorsqu'ils sont immergés dans l'eau comparativement à ceux trempés dans le lit de sable fluidisé et placés dans des fours conventionnels. Alors que, pour les mêmes conditions de vieillissement (170 °C pendant 4 heures), l'immersion des alliages 319 et 356 dans un lit de sable fluidisé révèle de meilleures valeurs de résistance que ceux trempés dans l'eau. En se basant sur les tableaux de données qualitatives développés pour les alliages en condition d'immersion, nous obtenons des indices de qualité supérieurs avec des alliages immergés dans l'eau et placés dans des fours conventionnels pour alliages A356 et B319 immergés en solution de cycle de vieillissement T6. Le facteur de modification a l'effet le plus significatif sur les résultats de qualité des alliages étudiés pour tous les cycles de traitement thermique en lien avec les autres paramètres métallurgiques. Les données recueillies pour alliages étudiés, soumis à plusieurs cycles de vieillissement T7/T6, révèlent que les résultats sur les niveaux de résistance obtenus après le traitement de vieillissement en continu T6 de l'alliage A356 ne se sont pas améliorées avec des cycles de vieillissement à températures gradués, ce qui indique que les propriétés optimales sont obtenues par le traitement de vieillissement T6. Ainsi, les valeurs optimales de résistance pour les alliages B319.2 sont obtenues en utilisant des cycles de vieillissement à températures multiples de type T7/T6 tels qu'à 230 °C pendant 2 heures suivi par 180 °C pendant 8 heures (SA32), comparativement à un traitement de vieillissement T6. Pour les cycles de vieillissement à température multiple T7/T6, le facteur de modification a le rôle le plus important dans l'amélioration des valeurs d'indice de qualité des alliages 356 et 319. Les alliages traités au lit de sable fluidisé ont les valeurs de résistance les plus élevées pour tous les cycles de traitement thermique en comparaison à ceux obtenues pour les alliages traités au four conventionnel. Le lit de sable fluidisé n'a pas d'effet significatif sur les valeurs d'indice de qualité des alliages 319 en comparaison au four conventionnel. En ce qui concerne les diagrammes d'interaction pour les cycles de vieillissement à température multiple, les facteurs les plus importants qui ont un effet positif sur les valeurs de l'indice de qualité des alliages 356 alliages sont la modification et le cycle de vieillissement à température multiple T7/T6 appliqué à 230 °C pendant 2 heures suivi par le vieillissement à 180 °C pendant 2 heures. L'analyse statistique faite en utilisant le logiciel Minitab afin d'obtenir les graphiques « matrix plots » révèle que le cycle à température multiple T7/T6, appliqué par le vieillissement à 249 °C pendant 4 heures et suivi par le vieillissement à 180 °C pendant 2 heures, est la condition optimale à ce qui a trait à la température lors du traitement qui améliore les valeurs de qualité des alliages 319. Les modèles de régression indiquent que la moyenne des valeurs de l'indice de qualité pour les alliages B319 sont plus sensibles à l'absorption que les alliages 356 en raison de la formation d'un plus grand pourcentage de zones GP dans alliages Al-Si-Cu- Mg. Ces zones GP agissent comme des sites de nucléation hétérogènes pour les précipitations et améliorent la cinétique de vieillissement. La technologie de lit de sable fluidisé peut être potentiellement utilisée pour mettre en solution, refroidir et vieillir les alliages A356 et B319 lors de la fonte afin d'obtenir la solution la plus rentable au niveau des coûts entre la résistance des alliages et les niveaux de qualité requis pour les applications spécifiques en ingénierie. Le lit de sable fluidisé a le mérite d'améliorer la microstructure et les propriétés mécaniques ainsi que la qualité et la performance des alliages étudiés.

Les surfaces superhydrophobes, lesquelles démontrent une forte déperlance de l'eau, sont récemment devenues un domaine très populaire en raison de leur importance scientifique et technologique ainsi que leur large gamme d'applications dans divers domaines. La préparation des surfaces nanostructurées superhydrophobe nécessite à la fois une rugosité optimale et une faible énergie de surface et, par conséquent, les surfaces superhydrophobe sont classiquement préparées employant deux étapes: une surface rugueuse et abaissant son énergie de surface. Dans notre travail actuel, le processus de fabrication de surfaces de cuivre superhydrophobe est simplifié en une simple étape. L'application d'une tension continue entre deux plaques de cuivre immergé dans une solution diluée d'acide stéarique éthanolique transforme la surface de l'électrode de cuivre anodique en superhydrophobe due à la formation de micronano fibres de stéarate de cuivre à faible énergie de surface, tel que confirmé par rayons X diffraction (XRD) et microscopie électronique à balayage (MEB). L'augmentation du potentiel de modification, ainsi que la temps de modification conduit à l'augmentation de la valeur de la faible énergie de surface des micronanostructures ainsi que l'augmentation de la superhydrophobicité des surfaces telle que mesurée par l'angle de contact de l'eau. Les surfaces nanostructurées superhydrophobes en alliage d'aluminium ont également été préparées par une procédure semblable comme il a été effectué sur les surfaces en cuivre. Cependant, les surfaces en alliage d'aluminium modifiées à l'acide stéarique n'ont pas montré les propriétés superhydrophobes. Par conséquent, les surfaces en aluminium sont d'abord revêtues de films en cuivre suivi par la modification électrochimique avec une solution d'acide stéarique. Le cuivre se développe que sur les surfaces des micropointes d'Al d'alliage AA6061. Les densités de surface des micropoints sont augmentées avec l'accroissement des potentiels négatifs. D'autre part, leurs tailles ainsi que les distances entre les micropointes sont réduites avec l'augmentation des potentiels négatifs du dépôt. L'angle de contact des surfaces, les rugosités du film de cuivre électrodéposé suivi par la modification électrochimique augmentent à l'augmentation des potentiels négatifs de dépôt de cuivre. Les films de cuivre modifiés à l'acide stéarique déposés à -0.6 V fournissent une rugosité de surface de 6.2 fim avec un angle de contact de l'eau de 157 ° offrant des propriétés superhydrophobes des surfaces en alliage d'aluminium AA6061. La prévention de la corrosion des surfaces superhydrophobes des alliages de cuivre et d'aluminium a été ensuite analysée par tests en laboratoire de corrosion ainsi que par les courbes de polarisation des surfaces avec différentes propriétés superhydrophobes. La diminution de la densité de courant de corrosion ainsi que l'augmentation de la résistance de polarisation montre que la surface du cuivre superhydrophobe est plus stable par rapport à la surface de cuivre dans l'environnement corrosif. Les deux Cu superhydrophobes et les surfaces en alliage Al AA6061 montrent propriétés anticorrosion. Toutefois, les surfaces en cuivre superhydrophobe sont plus stables que les surfaces superhydrophobe alliage Al AA6061 tel que préparé dans nos études.

La suspension d'automobile a généralement deux fonctions principales : la première est d'assurer la sécurité et le confort des passagers et la deuxième consiste à maîtriser le contrôle du véhicule. Dans l'objectif d'améliorer et d'alléger les pièces constituant cette suspension, les recherches ont été orientées vers les fonderies d'aluminium. La diversité des propriétés physiques et mécaniques de cet élément a imposé également à l'industrie de développer une panoplie de procédés de fabrication telle que le procédé de moulage par voie semi-solide. Le procédé SEED (Swirled Enthalpy Equilibration Device) du moulage semi-solide a l'avantage de fournir des pièces mécaniques en aluminium qui travaillent continuellement en dynamique, et qui peuvent substituer celles en acier. D'ailleurs, cette étude a pour but de valider davantage ces informations en étudiant la durée de vie en fatigue d'un bras de suspension en alliage d'aluminium A357 semi-solide fabriqué par le centre des technologies d'aluminium (CTA-CNRC). Au départ, nous avons caractérisé la pièce en déterminant d'une part, ses fréquences naturelles et ses modes propres numériquement par le logiciel de simulation Abaqus, et d'autre part validé ces résultats expérimentalement. Nous avons également étudié les méthodes analytiques existantes dans la littérature et tracé la courbe de contrainte déformation dans le but d'avoir une idée approximative du nombre de cycles lors de l'étude expérimentale. Ensuite, nous avons travaillé sur la caractérisation de cette pièce au point de vue propriétés mécaniques telles que les endroits critiques susceptibles à la rupture, les efforts maximaux supportés à ces endroits, ainsi que les propriétés de traction et de compression. La suite des travaux était concentrée à l'étude de l'endurance du bras de suspension aux sollicitations de fatigue par la prédiction de sa durée de vie. Finalement, les résultats expérimentaux et numériques ont été comparés afin de valider l'approche utilisée dans cette étude pour évaluer le procédé SEED.

Des plaques de l'alliage AA2618 issue de la coulée semi-continue verticale ont récemment été proposées pour la fabrication de moules de grandes dimensions. L'alliage AA2618 trouve essentiellement ces applications dans les industries du plastique et de l'automobile en raison de ces excellentes propriétés mécaniques et de stabilité dimensionnelle. Les plaques coulées sont coupées directement du lingot issu de la coulée et utilisé sans avoir été déformé, c'est à dire, sans laminage à chaud ou à froid, qui est généralement appliqué aux alliages d'aluminium corroyés. L'alliage AA2618 est initialement désigné comme un alliage pour corroyage, et n'a donc pas été étudié à l'état non déformé (brut). Le présent travail a été mené dans le but d'étudier les effets des traitements thermiques sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l'alliage non-déformé AA2618, afin de trouver la meilleure procédure de traitement thermique qui peut être appliquée à cet alliage. La microstructure de l'alliage AA2618 issue de la coulée a d'abord été examiné dans les conditions de brute de coulée et de mise en solution en utilisant un microscope optique et un microscope électronique à balayage, ainsi qu'un spectromètre rayon-X à dispersion d'énergie. L'essai Jominy a été mené pour évaluer la sensibilité à la trempe de l'alliage. L'essais de dureté et de traction ont été réalisés pour différentes conditions de mise en solution, de trempe et de vieillissement. La précipitation de l'alliage a été étudiée par la technique d'analyse calorimétrique différentielle et par mesure de la conductivité électrique. La caractérisation microstructurale révèle la présence des phases Al2CU, Al2CuMg, Al7Cu4Ni, Al7Cu2(Fe,Ni) et Al9FeNi dans l'alliage AA2618. La mise en solution effectuée à 530 °C pendant 5 heures est la meilleure condition capable de dissoudre complètement les phases Al2CuMg, Al2Cu et Al7Cu2Ni, dans la solution solide, améliorant ainsi l'effet du durcissement structural. Les phases Al7Cu2(Fe,Ni) et Al9FeNi ont été soumises uniquement à la fragmentation et à la sphéroïdisation après une mise en solution. L'effet du temps de mise en solution sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l'alliage AA2618 n'est pas aussi important que celui de la température de mise en solution. L'évaluation des propriétés mécaniques de l'alliage mis en solution après une trempe à différente vitesse de refroidissement montre que ce dernier est un alliage d'aluminium de sensibilité à la trempe. Pour les même conditions de mise en solution et de vieillissement, les échantillons refroidis à l'air possèdent une dureté et une résistance à la traction plus faible que celles des échantillons trempés à l'eau. Les résultats du test de Jominy ont démontré que la valeur de la dureté de l'alliage AA2618 diminuait significativement avec la diminution de la vitesse de refroidissement. Les résultats obtenus sur le vieillissement révèlent que les conditions du pic de vieillissement de l'alliage AA2618 ont été atteint, après un vieillissement de 36 heures à une température de 175 °C, 10 h à 195 °C et 1 h à 215 °C, respectivement. Les traitements de vieillissement appliqués à l'alliage AA2618 pourraient produire un large éventail de combinaisons satisfaisantes de résistance et de ductilité, ce qui répond aux spécifications des fabricants de moules de grande taille. L'alliage AA2618 a également été trouvé pour être sujettes au vieillissement naturel, affichant des valeurs de dureté comparables à celles obtenus par le vieillissement artificiel à 195 et 215 °C. Les résultats obtenus par l'analyse DSC et les mesures de conductivité électrique montrent que la phase principal durcissante de l'alliage AA2618, sous un vieillissement artificiel, est la phase S-Al2CuMg, alors que l'effet du durcissent structurale induit par le vieillissement naturel est probablement attribué à la formation d'agrégats Cu-Mg et / ou aux zones GPB.