Nowadays, the application of aluminum alloys at elevated temperatures (250-350℃) has been raised due to the demand in automotive and aerospace industries. However, the rapid coarsening of precipitates in traditional precipitation-hardening aluminum alloys, such as 2xxx, 6xxx and 7xxx alloys results in a sharp decrease of elevated-temperature strengths. Therefore, developing a low-cost but thermally stable aluminum alloy is always a key concern in industries. Recently, the potential elevated-temperature applications of 3004 alloy has been investigated and found that the precipitation of dispersoids can remarkable improve the elevated-temperature strength and creep resistance, which can be thermally stable up to 300℃. However, the strength decreases with increasing temperature beyond 300℃. In order to further improve the elevated-temperature strength and retard the coarsening rate of dispersoids, Mo, as one of the transitional elements which have much lower diffusion rate has been added in 3004 alloy in present work to study the effects of Mo addition and heat treatment on properties of AA3004 alloys. A systematic study on properties of as-cast and heat-treated conditions was performed to fully investigate the characteristic of Mo addition in AA3004 alloys as well as its influence on the dispersoids precipitation behavior and strengths. The results demonstrated that α-Al(Mn, Fe, Mo)Si dispersoids forms during the proper precipitation treatment both in interdenite and intradendrite zone, leading to a higher volume fraction of dispersoids and less dispersoid free zone (DFZ) compared with the base 3004 alloy. Therefore, the elevated-temperature properties, such as the yield strength and creep resistance at 300℃, have been further improved with the addition of Mo (~ 0.3 wt. %) after heat treatment. Besides, though elevated-temperature properties reduces with increasing temperature beyond 300℃, however, the decreasing rate is much lower than the base 3004 alloy benefited from the slower coarsening rate of α-Al(Mn,Fe,Mo)Si due to the low diffusion of Mo. In addition, α-Al(Mn,Fe,Mo)Si dispersoids is found to be thermally stable up to 350℃ compared with 300℃ in the base 3004 alloy, further widening the applications of 3004 alloys at elevated temperature. A preliminary study on the preheating treatment on improving the elevated-temperature properties also has been performed and the found the properties can be further improved by pretreated at 250℃ for 24 hours. With the addition of 0.3 wt. % Mo and treated after 250℃ for 24 hours followed by peak precipitation treatment (375℃ for 24-48 hours), the yield strength and creep resistance at 300℃ can be further improved by 12% (from 78MP to 88MPa) and 53% (from 1.3×10-8s-1 to 6.1×10-9s-1 in minimum creep rate), respectively, compared with base 3004 alloy after peak precipitaition treatment while the appliable temperature range has been extended to 350℃, providing the more promissing potential of 3004 alloys for the elevated-temperature applications. De nos jours, les applications des alliages d’aluminium à haute température ont augmentées en raison de la demande des industries automobiles et aéronautiques. Cependant, le croissement rapide de précipités dans les alliages d’aluminium traditionnel à précipitations durcissantes comme les alliages 2xxx, 6xxx et 7xxx à conduit a une diminution élevée de la résistance à haute température.Par conséquent, le développement des alliages d’aluminium stables thermiquement et à faible coût représente toujours la préoccupation majeure des industries. Récemment, le potentiel des applications de l’alliage 3004 à température élevée a été étudié et le résultat obtenu montre que la précipitation des dispersoïdes peut remarquablement améliorer la résistance à température élevée et la résistance au fluage. Cet alliage peut être stable thermiquement jusqu’à 300°C, cependant la résistance diminue avec l’augmentation de la température. Afin de pouvoir améliorer encore plus la résistance à température élevée et ainsi retarder le taux de croissement des dispersoïdes, dans ce présent travail, l’élément transitoire Mo possédant un faible taux de diffusion a été ajouté à l’alliage 3004 pour étudier les effets de l'addition de Mo et aussi le traitement thermique sur les propriétés des alliages AA3004. Une étude systématique des propriétés pour les conditions comme la coulée et le traitement thermique a été réalisée pour examiner entièrement les caractéristiques de l’addition du Mo dans l’alliage AA3004 de même que son influence sur le comportement de la précipitation des dispersoïdes et l’effet du renforcement. Les résultats démentent que pendant le traitement de la précipitation appropriée, les desperoïdes α-Al(Mn,Fe,Mo)Si se forment à la fois dans les zones interdenite et intradendrite, conduisant à une fraction de volume plus élevé de dispersoïdes et à moins de dispersoïdes dans la zone libre (DFZ) par rapport à l’alliage de base 3004. Par conséquent, les propriétés à températures élevées, telles que la limite d'élasticité et la résistance au fluage à 300°C ont été encore améliorées avec l'ajout du Mo (~ 0.3 wt. %) après le traitement thermique. D’ailleurs, les propriétés à températures élevées diminuent avec l'augmentation de la température de traitement thermique. Cependant, le taux de diminution est beaucoup plus faible que pour l'alliage de base 3004 qui bénéficie d’un taux plus lent de croissement du α-Al(Mn, Fe, Mo)Si en raison de la faible diffusion du Mo. De plus, les dispersoïdes α-Al(Mn, Fe, Mo)Si se révèlent être stable jusqu’à 350°C comparés à 300°C pour l’alliage de base 3004 élargissant ainsi davantage les applications des alliages 3004 à des températures élevées. Une étude préliminaire du traitement de préchauffage sur l’amélioration des propriétés à température élevée a été également effectuée et les résultats montrent que les propriétés peuvent être encore améliorées par prétraiter à 250°C pendant 24 heures.Avec l'ajout du poids de 0,3 % de Mo traité après 250°C pendant 24 heures suivi d'un traitement de précipitation à pic (375°C pendant 24-48 heures), la limite d'élasticité et la résistance au fluage à 300°C peuvent encore être améliorée de 12% (de 78 MP à 88 MPa) et de 53% (de 1,3 × 10-8s-1 à 6,1 × 10-9s-1 pour un taux de fluage minimum) par rapport à l’alliage de base 3004 après le traitement de précipitation à pic. Tandis que la gamme de température applicable a été étendue à 350°C, offrant un potentiel plus prometteur des alliages 3004 pour les applications à température élevée.

Corrosion on metal surfaces usually leads to severe safety and appearance issues, particularly in automotive applications. Majority of corrosion behaviors occur in a humid environment. Superhydrophobic surface coating significantly reduces contact area between metal surface and liquid due to the non-wetting layer. Therefore, a superhydrophobic surface is valuable to be fabricated in order to prevent corrosion. In this project, superhydrophobic aluminum alloy surfaces were fabricated by electrophoretic deposition (EPD) of stearic acid (SA) functionalized zinc oxide (ZnO) nanoparticle. The deposited thin film shows a water contact angle of ~155°with rolls off properties. The intensity of x-ray diffracted (XRD) peaks of ZnO and hence the thickness of the ZnO films increases with the increase of the bath temperatures. The activation energy of electrophoretic deposition of stearic-acid-functionalized ZnO nanoparticles was calculated to be 0.5 eV from the Arrhenius plot between bath temperature and the XRD peak area. The superhydrophobic SA-functionalized ZnO thin film has a slightly improved corrosion resistance property (polarization resistance of 55 kΩ⋅cm2) as compared with as-received Al alloy (polarization resistance of 50 kΩ⋅cm2). In order to better improve the anti-corrosion property, a modified electrodeposition process was performed to transform the as-received aluminum alloy substrates to superhydrophobic. In the process, the aluminum alloy surface was electrodeposited in the electrolytic solution containing zinc nitrate and stearic acid at 20 V DC. The optimum of molar ratio at (Zn2+/SA) of 0.225 was found to provide a high surface rms roughness of 7.11 ± 0.42 μm and contact angle (CA) of 159 ± 1°. The corrosion resistance of superhydrophobic substrates prepared by electrodeposition was found to be much higher than that of as-received substrate and the superhydrophobic substrates prepared by EPD process. Anodized aluminum has good robust and corrosion resistance properties. Based on the knowledge of electrodeposition process on the as-received aluminum substrate, aluminum alloy was firstly anodized, followed by the electrodeposition process using the electrolyte of zinc nitrate mixing with stearic acid. The formation of low surface energy micro-nanostructured zinc stearate electrodeposition transformed the anodic aluminum oxide (AAO) surface to superhydrophobic, having water contact angle of 160°. The corrosion current densities of the anodized and aluminum alloy surfaces are found to be 200 and 400 nA/cm2, respectively. In comparison, superhydrophobic anodic aluminum oxide (SHAAO) shows a much lower value of 88 nA/cm2. Similarly, the charge transfer resistance, Rct, measured by electrochemical impedance spectroscopy show that the Rct value of SHAAO substrate was found to be 200 times larger than that of as-received aluminum alloy substrate. These results indicate that the superhydrophobic surfaces created on anodized surface remarkably improve the corrosion resistance performance of aluminum alloy. La corrosion sur des métaux peut conduire à des problèmes de sécurité graves dans la vie de tous les jours. La plupart des comportements de corrosion se produisent dans un environnement humide. Les revêtements superhydrophobes, une surface enduites d'une couche non mouillanble, réduit la zone de contact à l’interfacesolide et liquide. Par conséquent, les surfaces superhydrophobes peuvent être fabriquées de manière à éviter que les comportements de corrosion. Dans ce projet, les surfaces en alliage d'aluminium superhydrophobes ont été fabriqués par dépôt électrophorétique (EPD) d'acide stéarique (SA) de nanoparticules d'oxyde de zinc fonctionnalisé (ZnO). Le film mince déposée présente un angle de contact de l'eau de 155°. L'intensité de rayons X diffracté (XRD) des pics de ZnO et, partant, l'épaisseur des films de ZnO augmente avec l'augmentation des températures de bain. L'énergie d'activation de dépôt électrophorétique des nanoparticules de ZnO fonctionnalisé à l’acide stéarique- a été calculée à 0,5 eV à partir du tracé d'Arrhenius entre la température du bain et la surface du pic de XRD. Le film de ZnO superhydrophobe a une petite amélioration de la propriété de résistance à la corrosion (résistance de polarisation 55 k /cm2) par rapport aux telle que reçue alliage Al (résistance de polarisation 50 k/cm2). Afin de mieux améliorer la propriété anticorrosion, un processus d'électrodéposition modifié a été effectuée dans le projet de transformer les substrats en alliage d'aluminium telle que reçue à superhydrophobe. Dans le procédé, la surface en alliage d'aluminium par électrolyse est effectuée dans une solution électrolytique contenant du nitrate de zinc et d'acide stéarique à 20 V DC. La valeur optimale du rapport molaire au (Zn2+ / SA) de 0,225 a été trouvé pour fournir la rugosité de 7,11 ± 0,42 um et l'angle de contact (CA) de 159 ± 1 °. La résistance à la corrosion de substrats superhydrophobes préparées par électrodéposition a été jugée beaucoup plus élevée que celle du substrat telle que reçue et les substrats préparés par un procédé superhydrophobes EPD. Il est bien connu que l'aluminium anodisé a des propriétés mécaniques élevées et résistant à la corrosion. Par conséquent, avec la compréhension du procédé d'électrodéposition sur un substrat d'alliage d'aluminium telle que reçue, l'alliage d'aluminium est tout d'abord anodisée, suivi par le procédé de dépôt électrolytique utilisant l'électrolyte de nitrate de zinc à mélanger avec de l'acide stéarique, qui est le même que sur la telle que reçue surface de l'alliage d'aluminium. La formation d’un film hybride organique-inorganique micro-nanostructuré de stéarate de zinc électrolytique transformé la surface d'oxyde d'aluminium anodique (AAO) à superhydrophobe, ayant angle de 160 ° de contact de l'eau. Les densités de courant de corrosion des surfaces d'aluminium anodisé et d'alliages sont avérés 200 et 400 nA/cm2, respectivement. A titre de comparaison, superhydrophobe anodique d'oxyde d'aluminium (SHAAO) représente une valeur beaucoup plus faible de 88 nA/cm2. De même, la résistance de transfert de charge, Rct, mesurée par spectroscopie d'impédance électrochimique montre que le substrat a été trouvé SHAAO être 200 fois plus grande que le substrat en alliage d'aluminium telle que reçue. Ces résultats ont prouvé que les surfaces superhydrophobes créées sur la surface anodisée ont considérablement amélioré la propriété de résistance à la corrosion de l'alliage d'aluminium.

The study presented in this thesis focuses on mechanical properties and hot workability of Al‒15vol.% B4C metal matrix composites (MMCs) with scandium and zirconium for elevated temperature applications. The mechanical properties and their thermal stability, strengthening mechanisms, microstructure features, heat treatment, hot deformation and processing maps of as-cast and hot deformed Al‒B4C composites with scandium and zirconium was investigated. In this study, the mechanical properties and long-term thermal stability of the composites at ambient and elevated temperatures were evaluated by Vickers’ hardness measurements, tensile and compression tests, respectively. A transmission electron microscope, a scanning electron microscope and an optical microscope equipped with an image analysis system were employed to observe and quantitatively analyze the precipitation, grain and sub-grains structure, dislocations and tensile fractures of the composites. To examine the hot deformation and workability of the composites, uniaxial compression tests were performed at various strain rates and deformation temperatures using a Gleeble-3800 thermo-mechanical simulation unit. The results of the present thesis are divided into three parts. In the first part, scandium and zirconium as alloying elements were introduced into Al‒15 vol.% B4C composites to examine the effect of precipitates and B4C particles on the mechanical properties and their thermal stability of as cast Al‒B4C composites at ambient and elevated temperatures. It was found that the presence of B4C particles with microscale dimension has a moderate but stable strengthening effect on Al‒B4C composites at ambient and elevated temperatures, while the precipitates of nanoscale Al3Sc and Al3(Sc, Zr) in the composite matrix provides a predominate contribution to the composite strength, which is varied by tested temperatures. The Al3Sc precipitates in Al‒15vol.%B4C‒0.4wt.%Sc composite remain coarsening resistant at 250°C, whereas the Al3(Sc, Zr) precipitates in Al‒15 vol.% B4C‒0.4 wt.% Sc‒0.24 wt.% Zr are thermally stable at 300 °C during 2000 h of annealing. At higher annealing temperatures, 300 °C for the composite containing Sc and 350 °C for the composite containing Sc and Zr, both Al3Sc and Al3(Sc, Zr) precipitates become coarsening with prolonged annealing time. The yield strength of the two composites at ambient temperature decreases with increasing recipitate size, which can be explained by the classical precipitate shearing and Orowan bypass mechanisms. At elevated temperatures (250‒350°C), considerably lower yield stresses, which approximately are independent of precipitate coarsening, are observed compared to those at ambient temperature. It invokes a dislocation climb mechanism. A strengthening model based on the combination of dislocation climb and Orowan mechanisms is established. The predicted yield strengths with the strengthening model at elevated temperatures are in good agreement with the experimental data. In the second part, the mechanical properties and their thermal stability of the hot rolled Al‒15 vol.% B4C composite sheets with 0.4 wt.% Sc, and 0.4 wt.% Sc plus 0.24 wt.% Zr were investigated. The results demonstrate that under an appropriate post-rolling heat treatment, the hot-rolled sheets regained a significant precipitation hardening, due to the precipitation of fine nanoscale Al3Sc and Al3(Sc,Zr) that uniformly distributed in aluminum matrix. The UTS at ambient temperature of the deformed composite sheets with Sc and Sc plus Zr can reach 197 MPa and 210 MPa, respectively. During 2000 h annealing at 300 ºC, the strengths at ambient temperature of both composites decreased slowly with increasing annealing time. However, the UTS and YS at 300 ºC of all deformed composite sheets remained almost unchanged and they were less sensible with annealing time and more tolerable for precipitate coarsening, showing an excellent long-term thermal stability of both composites at elevated temperature. The tensile fracture at ambient temperature of the Al‒15 vol.% B4C deformed composites with 0.4 wt.% Sc, and 0.4 wt.% Sc plus 0.24 wt.% Zr was dominated by the brittle B4C particle fracture, while the interfacial decohesion of B4C particles became the prominent characteristic of the fracture at 300 ºC. In the third part, the focus is on the hot deformation behaviours and processing maps of Al‒15 vol.% B4C composites with and without Sc and Zr additions. The results show that the flow stress of the composites increases with the additions of Sc and Zr, attributing to the synthetic effect of dynamic precipitation and solute atoms. The additions of Sc and Zr moderately increase the activation energy for hot deformation of Al‒B4C composites. The constitutive equations of the three composites, Al‒15 vol.% B4C, Al‒15 vol.% B4C composite with 0.4 wt.% Sc, and 0.4 wt.% Sc plus 0.24 wt.% Zr, were established to describe the effect of the temperature and strain rate on hot deformation behaviors. Using the proposed constitutive equations, the predicted flow stresses on various deformation conditions are in good agreement with experimental data for all three composites. The processing maps of three composites were established to understand the hot workability of the composites. Two safe domains in the processing map were recommended for each composite, in which dynamic recovery and dynamic recrystallization were involved as softening mechanism. The additions of Sc and Zr limit the dynamic softening process, especially for dynamic recrystallization during hot deformation. The microstructure analysis reveals that the flow instability is attributed to the void formation, cracking and flow localization during hot deformation of the composites. Cette thèse met l'accent sur les propriétés mécaniques et à l'usinage à chaud des alliages d’aluminium composites à matrice métallique à 15 vol.% de B4C avec du scandium et du zirconium pour des applications à température élevée. Des études sur leurs propriétés mécaniques, leur stabilité thermique, leurs mécanismes de durcissement, leurs caractéristiques des microstructures, les traitements thermiques, les précipitations et les déformations à chaud ont été effectuées. Les propriétés mécaniques et de stabilité thermique à long terme des composites, à températures ambiantes et élevées, ont été évaluées par des mesures de dureté et des essais de traction et de compression. Un microscope électronique à transmission, un microscope électronique à balayage et un microscope optique, équipé d’un système d’analyse d’images, ont été utilisés pour observer et analyser les précipitations de façon quantitative, la structure des grains et des sous-grains, les dislocations et les fractures sous tension des composites. Pour examiner la déformation à chaud et à l'usinage des composites, des essais de compression uniaxiale ont été effectués à des vitesses de déformation et à des températures de déformation variées en utilisant une unité de simulation thermomécanique Gleeble-3800. Les résultats de cette thèse sont présentés en trois parties. Dans la première partie, le scandium et le zirconium, comme éléments d'alliage, ont été introduits dans les composites Al‒15vol.%-B4C, pour examiner l'effet des précipités et des particules B4C sur les propriétés mécaniques ainsi que leur stabilité thermique brutes de coulée à températures ambiante et élevée. Nous avons constaté que la présence de particules B4C avec une dimension à l'échelle micrométrique a un effet de renforcement mécanique modéré, mais stable sur les composites Al‒B4C à températures ambiantes et élevées, tandis que les précipitations à l’échelle nanométrique, des composés Al3Sc et Al3(Sc, Zr) dans les composites, fournissent une contribution prédominante sur les propriétés de résistance mécanique des composites, qui varie selon les températures testées. Les précipitations d’Al3Sc dans le composite Al‒15 vol. % B4C‒ 0.4 wt. % Sc demeurent grossièrement résistantes à 250 °C, alors que les précipitations Al3(Sc, Zr) dans Al‒15 vol. % B4C‒0.4 wt. % Sc‒0.24 wt. % Zr sont stables thermiquement à 300 °C sur 2000 h de recuit. À de plus hautes températures de recuit, 300 °C pour les composites contenant Sc et 350 °C pour les composites contenant Sc et Zr, avec un temps de recuit prolongé, les deux précipitations Al3Sc et Al3(Sc, Zr) deviennent grossières. La limite d'élasticité des deux composites à température ambiante diminue avec la taille croissante des précipitations, qui peut être expliquée par les théories de cisaillement classiques des précipitations et les mécanismes de dérivation d’Orowan. À des températures élevées (250–350 °C), des limites de contraintes considérablement moindres, qui sont presque indépendantes de précipitations grossières, sont observées comparées à celles à température ambiante. Cela montre donc un mécanisme de dislocation en escalade. Un modèle de renforcement a été établi sur la combinaison d’escalades de dislocations et le mécanisme d’Orowan. Les limites d'élasticité prévues avec le modèle de renforcement à températures élevées concordent bien avec les données expérimentales. Dans la deuxième partie, nous avons fait l'étude des propriétés mécaniques et de la stabilité thermique des composites déformés à chaud Al‒15 vol. % B4C avec 0.4 wt. % Sc, et 0.4 wt. % Sc plus 0.24 wt. % Zr. Les résultats démontrent que sous un traitement thermique postlaminage adéquat, les plaques laminées à chaud regagnent un important durcissement par précipitation, à l’échelle nanométrique, des composés Al3Sc et Al3(Sc,Zr), qui est répartie uniformément dans la matrice d'aluminium. Le UTS à température ambiante des feuilles composites déformées avec Sc et Sc-Zr peut atteindre 197 MPa et 210 MPa respectivement. Durant 2000 h de recuit à 300 °C, les résistances à température ambiante des deux composites diminuent lentement avec la croissance du temps de recuit. Toutefois, les UTS et YS à 300°C de toutes les feuilles composites déformées sont demeurés presque inchangés et ils étaient moins sensibles avec le temps de recuit et plus tolérables à la précipitation grossière, montrant une excellente stabilité thermique à long terme des deux composites à température élevée. La fracture sous tension à température ambiante des composites déformés Al‒15 vol. % B4C avec 0.4 wt. % Sc, et 0.4 wt. % Sc plus 0.24 wt. % Zr a été dominée par la fracture fragile des particules B4C, pendant que la décohésion interfaciale des particules B4C est devenue la cause majeure de la fracture à 300 °C. Dans la troisième partie, l'accent a été mis sur la déformation à chaud et les processus de traitements des composites Al‒15 vol. % B4C, avec et sans l’addition de scandium et de zirconium. Les résultats montrent que la contrainte de fluage des composites augmente avec les ajouts de Sc et Zr, attribué à l'effet synthétique de la précipitation dynamique et d'atomes en solution. Les ajouts de Sc et Zr augmentent modérément l'énergie d'activation pour la déformation à chaud des composites Al‒B4C. Les équations constitutives des trois composites, le composite Al‒15 vol. % B4C, Al‒15 vol. % B4C avec 0.4 wt. % Sc, et 0.4 wt. % Sc plus 0.24 wt. % Zr, ont été établies pour décrire l'effet de la température et la vitesse de déformation sur les comportements en déformation à chaud. En utilisant les équations constitutives proposées, la contrainte de fluage prévue sous les conditions variées de déformation concorde bien avec les données expérimentales pour les trois composites. Les processus de traitement a été établi pour les trois composites, en tenant compte du revenu et de la recristallisation dynamique afin de comprendre les mécanismes d’adoucissement. Les ajouts de Sc et Zr limitent le procédé dynamique d'adoucissement, spécialement pour la recristallisation dynamique durant la déformation à chaud. L'analyse de la microstructure révèle que l'instabilité de l'écoulement est attribuée à la formation de vides, à la fissuration et à la localisation des écoulements durant la déformation à chaud des composites.

Situées surtout dans les régions côtières et en mers, les installations de forage et d’exploitation pétrolières sont soumises à l’année à un environnement corrosif et en saison hivernale au givrage en conditions d’embruns marins. La glace recouvrant les structures et les surfaces exposées dans cet environnement marin, constitue une entrave sérieuse à la sécurité des travailleurs en raison des chutes de glace, des surcharges pouvant causer des défaillances structurelles majeures et d’autre part nuire au bon fonctionnement des appareils et détecteurs spécialisés qui requièrent alors plus d'entretien. Bien que plusieurs facteurs influencent l’adhérence et l’accumulation de la glace, l’aspect des propriétés de l’interface reste le seul facilement contrôlable. En modifiant cette interface, on pourrait concevoir un revêtement résistant à la corrosion, dit glaciophobe donc auquel la glace n’y adhère pas ou ne s’y accumule pas. En s’inspirant de la feuille de Lotus, qui est naturellement superhydrophobe, on pourrait recréer des structures comparables sur les métaux, qui pourraient avoir un effet sur les propriétés glaciophobes. La faible mouillabilité de la feuille de Lotus, à la surface de laquelle l’eau liquide est fortement repoussée, est attribuable à : 1. Des microrugosités; 2. Des nanorugosités; 3. La présence de molécules hydrophobes en surface des nanorugosités. Ce mélange de rugosités hydrophobes à deux échelles fait réduire le contact direct de l’eau avec la structure solide, permettant l’adsorption d’air, et augmentant ainsi l’angle de contact. Si la fraction solide en présence de glace diminue de la même façon qu'avec l'eau liquide, ou selon un mécanisme similaire, on devrait s'attendre à ce qu'un revêtement superhydrophobe soit d'autant plus efficace à réduire l’adhérence et l’accumulation de la glace, que son angle de contact s'approche de la valeur théorique maximale de 180°. L’objectif de cette recherche est de vérifier qu’un matériau superhydrophobe peut diminuer l’adhérence et l’accumulation de la glace tout en conservant de bonnes propriétés anticorrosion. Afin de vérifier cette assertion, trois familles de nouveaux revêtements micros et nanostructurés, identifiées par les lettres A, B, et C, ont été développés de façon à pouvoir en déterminer l'efficacité glaciophobe en relation avec l'angle de contact particulier à chaque structure obtenue. Les revêtements ont tous été optimisés pour que l’angle de contact et l’adhérence au substrat soient maximaux. Les trois revêtements optimisés sont les suivants : Le revêtement A a été développé pour application sur l’acier galvanisé. Les microrugosités créées sont celles de la structure de la couche du zinc électrodéposé en surface et les nanorugosités sont celles créées par le film de silicone copolymérisé nanostructuré. Un temps optimal de 10 min a été retenu pour l'électrodéposition du zinc, ce dernier maximisant l'angle de contact à 155° lorsqu’enduit d’un film de silicone de 100 nm d'épaisseur. Le revêtement B a été développé pour application sur un alliage d’aluminium. Les microrugosités créées sont celles de la microstructure granulaire obtenue par gravure de l'aluminium immergé dans un bain de HCl et les nanorugosités sont celles créées d'un même film nanostructuré de silicone copolymérisé. La valeur optimale du temps de gravure est de 8 minutes et donne l'angle de contact le plus élevé à 154°, lorsqu’enduit du même film de silicone de 100 nm d'épaisseur déposé sur le revêtement A. Le revêtement C a été développé pour être appliqué indifféremment sur tout substrat dégraissé d'aluminium ou d'acier. Les microrugosités et les nanorugosités sont celles créées par les agrégats de nanoparticules de ZnO rendues hydrophobes mélangées au silicone qui sont pulvérisées sur une couche d’apprêt composée de silicone et de polyméthylhydrosiloxane. On obtient alors un produit composite rigide où les nanoparticules de ZnO enrobées de silane sont imbriquées dans le réseau nanostructuré de silicone copolymérisé. Le revêtement C produit de cette façon satisfaisait à la norme ASTM d'adhérence à un substrat, mais n’est pas superhydrophobe, restant seulement hydrophobe avec un angle de contact réduit de 123°. Tous les revêtements optimisés développés montrent un niveau de résistance à la corrosion beaucoup plus élevé que leur substrat tant en polarisation qu’en impédance électrochimique. Toutefois aucune relation entre l’hydrophobicité et le niveau de résistance à la corrosion n’a été établie. Il a seulement été déterminé que ce sont la nature chimique de l’interface, à savoir ses propriétés électriques en isolation, son hydrophobicité et la présence d’air, de même que l’épaisseur qui sont les deux aspects essentiels à respecter pour avoir de bonnes propriétés anticorrosion. Les trois revêtements A, B, et C ont été évalués quant à la réduction d'adhérence et d’accumulation évaluée dans les environnements givrants rencontrés en mer arctique. En première position, le revêtement superhydrophobe B avec un angle de contact de 154°et un facteur de réduction l'adhérence (ARF) de la glace sur l'aluminium de 14 et de la quantité accumulée 5 % moindre. En seconde position, le revêtement superhydrophobe A avec un angle de contact de 155° et un facteur ARF de 6, lequel n’a pas été évalué en accumulation; et en troisième position le revêtement hydrophobe C avec un facteur de réduction de 3, lequel ne réduit pas la masse de glace accumulée. Deux mécanismes ont été trouvés responsables de l’adhérence à la glace sur les revêtements développés soient : 1. l’effet d’ancrage diminué par la présence de nanorugosités hydrophobes recouvrant les microrugosités pouvant adsorber de l’air et 2. L’effet de la quantité d’air adsorbé dans la structure de l’interface, à savoir que pour des angles de contact égaux, si la quantité d’air augmente dans la microstructure, donc un Rrms plus élevé, ferait que l’adhérence serait diminuée. Le fait que le revêtement B possède un ARF plus élevé que le revêtement A, alors qu’ils ont un angle de contact semblable, à 1° près, est expliqué par le fait que la valeur des hauteurs des microrugosités Rrms y est plus élevée. Les essais d’accumulation en embruns marins ont permis d'observer que le revêtement superhydrophobe accumulait moins de glace que ceux hydrophobe et hydrophile. Cette diminution peut s’expliquer par le fait que les gouttelettes d’eau surfondues vont rouler sans y adhérer à cause de la nature superhydrophobe. Sur la base de calculs effectués à partir des forces de gravité agissant sur un dépôt de glace accolé à un cylindre, les meilleurs revêtements glaciophobes devraient avoir un ARF d’au moins 100 pour que : 1. L’adhérence soit réduite de 99 %; et 2. L’auto-délestage des collecteurs fixes se produise avec des dépôts de glace de quelques centimètres d'épaisseur. Les éléments d’originalité de ce travail sont : 1. L’utilisation de copolymères hydrophobes pour l’élaboration de revêtement nanostructurés superhydrophobes, qui ont l’avantage d’offrir des propriétés mécaniques de résistance et d’adhérence supérieures à celle d’un polymère unique; 2. L’amélioration de l’équation de Cassie-Baxter en introduisant les hauteurs des micros et des nanorugosités; 3. La détermination des valeurs de ARF nécessaires pour qu’il y ait autodélestage d’un substrat glaciophobe où y est accolé quelques centimètres de glace; 4. La recommandation d’une méthode pour modifier un revêtement résistant à la corrosion déjà existant pour le rendre glaciophobe. Le développement des revêtements micro et nanostructurés possédant des propriétés glaciophobes est en constante évolution. Dans ce contexte, on se doit d’approfondir davantage la compréhension des mécanismes en jeu tant en adhérence et qu’en accumulation de la glace, et ce sur des substrats variés en relation avec leurs états de surface. Sur la base des résultats obtenus, il est possible de suggérer les principales recommandations suivantes : 1. Modéliser de façon analytique l'adhérence et l'accumulation de la glace dans le but de concevoir des revêtements encore plus efficaces; 2. Disposer de l’appareillage permettant l’étude de l’effet l’air adsorbé à l’interface sur l’adhérence de la glace; 3. Explorer de nouvelles avenues ou solutions potentiellement efficaces à mitiger l’accumulation de givre; 4. Rédiger des publications scientifiques proposant des procédures expérimentales normalisées permettant l’évaluation des revêtements dans des conditions représentatives de celles des embruns marins givrants.

8xxx series aluminum conductor alloys are very attractive materials for their applications in overhead transmission and distribution, which progressively replace copper conductors in electrical application due to their significant advantages such as low density, high conductivity to weight ratio and low cost over copper. For a wide application of aluminum conductors, it is necessary to satisfy the overall requirement of properties in electrical industry, notably the electrical conductivity, tensile strength and creep resistance. To optimize the comprehensive properties of aluminum conductor materials, a better understanding of the effect of alloying elements on the microstructure and material properties is required. Therefore, in the present study, the effect of Fe, Cu and Mg additions on microstructure, electrical conductivity, mechanical and creep properties of the 8xxx alloys were systematically investigated. In the first part, the effect of Fe contents (0.3−0.7 wt.%) on the microstructure evolution, electrical conductivity, mechanical and creep properties of 8xxx aluminum alloy conductors were investigated. The as-cast microstructure of 8xxx alloys was consisted of equiaxed α-Al grains and secondary Fe-rich intermetallics distributed in the interdendritic region. The extruded microstructure showed partially recrystallized structure for 0.3% Fe alloy but only dynamically recovered structures for 0.5% and 0.7% Fe alloys. With increasing Fe contents, the ultimate tensile strength (UTS) and yield strength (YS) were remarkably improved while the electrical conductivity (EC) was slightly decreased. Moreover, the creep resistance was greatly improved, which is attributed to the larger volume fraction of fine intermetallic particles and smaller subgrain size in the higher Fe contained alloys. The creep threshold stress was found to increase from 24.6 to 33.9 MPa with increasing Fe contents from 0.3% to 0.7%, respectively. The true stress exponent values were close to 3 for all three experimental alloys, indicating that the creep mechanism of 8xxx alloys was controlled by dislocation glide. In the second part, the role of Fe-rich intermetallic particles and Fe solutes on compressive creep behaviour of 8xxx aluminum conductor alloys was explored. The creep resistance of the alloys is significantly improved by a large number of Fe-rich particles and high Fe solutes in solid solution states, restricting and impeding the dislocation movement. At 100 °C, Fe solutes (0.023 wt.%) in aluminum matrix had stronger effect in increasing the creep resistance than FeAl3 particles (2.5 vol.%), while with increasing temperature to 150 and 200 °C, the high amount of FeAl3 particles (2.5 vol.%) had a stronger effect than Fe solutes (0.023 wt.%). The threshold stress was found to increase with increasing of FeAl3 particles and Fe solutes but decrease with increasing temperature. The increment of threshold stress due to FeAl3 particles and Fe solutes is independent and the value is equal to sum of the individual contribution. By incorporating the threshold stress into the analysis, the true stress exponent was calculated to be 3.1, 3.8, and 4.5 with increasing creep temperature from 100 to 150 and further to 200 °C, respectively. In the third part, the effects of minor Cu (0−0.29 wt.%) and Mg (0−0.1 wt.%) additions on the microstructure, electrical conductivity, mechanical and creep properties of 8xxx aluminum conductor alloys were studied. The results reveal that additions of minor Cu and Mg reasonably improved the UTS, but slightly reduced EC. The effects of Cu, Mg and Fe on the UTS and EC are quantitatively evaluated. Addition of Cu remarkably decreases the primary creep strain but has a negligible effect on the minimum creep rate, leading to a beneficial effect on the short-term creep resistance but no advantage to the creep resistance under the long-term creep process. The minor addition of Mg greatly reduces both primary creep strain and minimum creep rate, resulting in a significant and effective improvement on the creep resistance of 8xxx aluminum conductor alloys. Les alliages d’aluminium de la série 8xxx sont des matériaux très attractifs pour leurs applications dans les transmissions et la distribution aériennes, qui remplacent progressivement des conducteurs de cuivre dans l’application électrique, en raison de leurs avantages significatifs tels que la faible densité, la conductivité élevée du rapport poids et le faible coût sur le cuivre. Pour une grande application de conducteurs en aluminium, il est nécessaire de satisfaire les exigences globales des propriétés de l’industrie électrique, notamment la conductivité électrique, la résistance à la traction et la résistance au fluage. Pour optimiser les propriétés complètes des matériaux conducteurs d’aluminium, une meilleure compréhension de l’effet des éléments d’alliage sur la microstructure et les propriétés des matériaux est nécessaire. Par conséquent, dans cette étude, l’effet des ajouts de Fe, Cu et Mg sur la microstructure, la conductivité électrique, les propriétés mécaniques et de fluage des alliages 8xxx ont été systématiquement étudiés. Dans la première partie, nous avons étudié l’effet des teneurs en Fe (0,3−0,7 wt. %) sur l’évolution de la microstructure, la conductivité électrique, les propriétés mécaniques et les propriétés de fluages des alliages conducteurs d’aluminium de 8xxx. La microstructure brute de coulée des alliages de 8xxx était composée de grains équiaxes α-Al et d’intermétalliques riches en Fe secondaires distribuent dans une région interdendritique. La microstructure extrudée montrait partiellement une structure recristallisée pour un alliage de Fe de 0,3 %, mais montrait seulement des structures dynamiquement récupérées pour des alliages de Fe de 0,5 % et 0,7 %. Avec l’accroissement des teneurs en Fe, la résistance à la traction (UTS) et la limite d’élasticité (YS) ont été remarquablement améliorées pendant que la conductivité électrique (EC) diminuait légèrement. De plus, la résistance au fluage a été grandement améliorée, qui était attribué au plus gros volumique de fraction de fines particules intermétalliques et à la plus petite taille de sous-grains des alliages très élevés en Fe teneurs. La limite d’endurance du fluage a augmenté de 24,6 à 33,9 MPa avec la croissance des teneurs en Fe de 0,3 % à 0,7 %. Les valeurs d’exposant de tension vrai étaient environ de 3 pour les trois alliages expérimentaux, indiquant que le mécanisme de fluage d’alliage 8xxx était contrôlé par un glissement de dislocation. Dans la deuxième partie, nous avons exploré le rôle des particules intermétalliques riches en Fe et solutés Fe sur le comportement du fluage compressif des alliages conducteurs d’aluminium de 8xxx. La résistance au fluage a été grandement améliorée par un grand nombre de particules riches en Fe et de solutés Fe élevés à l’état de solution solide, en restreignant et entravant le mouvement de dislocation. À 100 °C, Fe (0,023 wt. %) a eu un effet plus fort en augmentant la résistance au fluage que les particules FeAl3 (2,5 vol. %), tandis qu’en augmentant la température de 150 à 200 °C, le montant élevé de FeAl3 (2,5 vol. %) a eu un effet plus fort que les solutés Fe (0,023 wt. %). La limite d’endurance a augmenté en accroissant les particules FeAl3 et les solutés Fe, mais celle-ci a diminué avec une hausse de température. L’augmentation de la limite d’endurance due aux particules FeAl3, les solutés Fe sont indépendants et la valeur est égale à la somme de la contribution individuelle. En incluant la limite d’endurance à l’analyse, l’exposant de tension vrai a été calculé de 3,1, 3,8, et 4,5, en augmentant la température de fluage de 100 à 150 et ensuite à 200 °C. Dans la troisième partie, nous avons étudié l’effet des ajouts de micro Cu (0−0,29 wt. %) et de Mg (0−0,1 wt. %) sur la microstructure, la conductivité électrique, les propriétés mécaniques et de fluage des alliages conducteurs d’aluminium de 8xxx. Les résultats révèlent que l’effet des ajouts de micro Cu et de Mg a raisonnablement augmenté les UTS, mais a réduit légèrement EC. Les effets de Cu, Mg et Fe sur les UTS et EC ont été évalués quantitativement. L’ajout de Cu diminue remarquablement la première de tension de fluage, mais il a un effet négligeable sur la vitesse de fluage minimale, conduisant à un effet bénéfique sur la résistance au fluage sous le procédé de fluage à court terme, mais n’ayant aucun avantage pour la résistance au fluage sous le procédé de fluage à long terme. L’ajout mineur de Mg réduit grandement à la fois de la première de tension de fluage et vitesse de fluage minimale, dont le résultat est une amélioration significative et efficace sur la résistance au fluage des alliages conducteurs d’aluminium de la série 8xxx.

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

La fissuration à chaud est un défaut important qui apparaît lors de la solidification des alliages. Alors qu'il existe beaucoup d'études visant à caractériser les alliages de fonderie selon leur susceptibilité à la fissuration à chaud très peu de recherches ont été entreprises sur les alliages d'aluminium de corroyage. Puisque la fissuration à chaud se produit occasionnellement lors de la coulée de ces alliages, par le procédé D.C. (Direct Chili), une étude de ce phénomène devrait être faite pour cette série d'alliages. Lors de la présente étude, des essais ont été faits, en utilisant la méthode C.R.C. (Constrained Rod Casting), afin de déterminer la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages de corroyage. Quatre alliages d'aluminium commerciaux et une série d'alliages binaires (Al-Si) furent utilisés. H s'agit des alliages AA1050, AA3104, AA5182, AA6111, Al-0,5wt% Si, Al-lwt% Si, Al-l,5wt% Si, Al-2wt% Si et Al-3wt% Si. Afin d'évaluer leur susceptibilité à la fissuration à chaud, deux systèmes ont étés utilisés, soit H.T.S. (Hot Tearing Susceptibility) et F.C. (Footprint Chart). La méthode avec le moule C.R.C. fut efficace lors de l'évaluation des alliages d'aluminium. H fut observé que la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages de corroyage et des alliages binaires avec silicium, pouvait se classer comme suit, en ordre croissant, pour les alliages de corroyage, AA1050, AA5182, AA3104, AA6111, et pour les alliages binaires, Al-0,5wt% Si, Allwt% Si, Al-l,5wt% Si, Al-2wt% Si, Al-3wt% Si. Cet ordre, pour les alliages de corroyage, correspond bien aux observations typiques faites dans les centres de coulées industriels. Le classement des alliages binaires correspond aussi à quelques études antérieures faites en fonderie. Une étude de la macrostructure et de la microstructure des échantillons coulés a permis de trouver une corrélation raisonnable entre les différentes structures et la susceptibilité à la fissuration à chaud. Le microscope métallographique, le microscope électronique à balayage, le spectromètre dispersif d'énergie, la dissolution de la matrice et la diffraction X, furent utilisés pour cette étude. Il fut observé que la zone de solidification des alliages, la quantité et la distribution de la phase eutectique, la grosseur de grain, la tension de surface, les phases secondaires, et les composés intermétalliques peuvent être des facteurs importants qui influencent la fissuration à chaud. Néanmoins, il fut constaté que le phénomène de fissuration à chaud ne pouvait être expliqués par un seul mécanisme pour tous les alliages observés. L'affinage de grain a été fait pour les alliages de corroyage. La méthode d'interception linéaire fut utilisée pour déterminer la grosseur des grains. La méthode "C.R.C." et l'index "H.T.S." peuvent caractériser la sensibilité à la fissuration à chaud des alliages pour différents niveaux d'affinage de grain. L'analyse de la microstructure de l'alliage AA1050, avec ou sans affineur de grain, montre une relation directe entre la tendance à la fissuration à chaud et le degré d'affinage des grains. Les résultats expérimentaux montrent aussi que l'affinage de grain peut réduire de beaucoup la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages à faible tendance comme les alliages AA1050 et AA5182. Néanmoins, l'affinage de grain n'est pas très efficace sur les alliages à tendance élevée à la fissuration à chaud, surtout pour l'alliage AA6111, même si les grains sont fins et de forme équiaxe. Ceci pourrait s'expliquer par le fait que ces derniers sont hautement alliés et possèdent déjà un grain fin. L'analyse des surfaces des fissures fut faite pour les quatre alliages de corroyage. Les résultats pour les alliages AA1050, AA3104, et AA5182 démontrent clairement que le liquide eutectique restant, s'introduit dans la région de la fissure et recouvre les surfaces qui étaient séparées. D fut observé que les surfaces des fissures de l'alliage AA6111, qui a la plus haute tendance à la fissuration à chaud, ne contiennent pas de phase eutectique. La composition des phases eutectiques des alliages est probablement le facteur le plus important lors de la fissuration à chaud des alliages. Il fut aussi observé que l'alliage AA3104 est différent, seulement par le fait que l'on peut voir un relief de fracture ductile à l'endroit où les bouts de dendrites se rencontrent alors que l'alliage est dans un état "solide-liquide".

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

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

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