La qualité des anodes produites se doit d’être bonne afin d’obtenir de l’aluminium primaire tout en réduisant le coût de production du métal, la consommation d'énergie et les émissions environnementales. Or, l’obtention des propriétés finales de l'anode nécessite une liaison satisfaisante entre le coke et le brai. Toutefois, la matière première actuelle n’assure pas forcément la compatibilité entre le coke et le brai. Une des solutions les plus prometteuses, pour améliorer la cohésion entre ces deux matériaux, est la modification des propriétés du brai. L’objectif de ce travail consiste à modifier les propriétés du brai par l’ajout d’additifs chimiques afin d’améliorer la mouillabilité du coke par le brai modifié pour produire des anodes de meilleure qualité. La composition chimique du brai est modifiée en utilisant des tensioactifs ou agents de modification de surface choisis dans le but d’enrichir les groupements fonctionnels susceptibles d’améliorer la mouillabilité. L’aspect économique, l’empreinte environnementale et l’impact sur la production sont considérés dans la sélection des additifs chimiques. Afin de réaliser ce travail, la méthodologie consiste à d’abord caractériser les brais non modifiés, les additifs chimiques et les cokes par la spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) afin d’identifier les groupements chimiques présents. Puis, les brais sont modifiés en ajoutant un additif chimique afin de possiblement modifier ses propriétés. Différentes quantités d’additif sont ajoutées afin d’examiner l’effet de la variation de la concentration sur les propriétés du brai modifié. La méthode FTIR permet d’évaluer la composition chimique des brais modifiés afin de constater si l’augmentation de la concentration d’additif enrichit les groupements fonctionnels favorisant l’adhésion coke/brai. Ensuite, la mouillabilité du coke par le brai est observée par la méthode goutte- sessile. Une amélioration de la mouillabilité par la modification à l’aide d’un additif chimique signifie une possible amélioration de l’interaction entre le coke et le brai modifié. Afin de compléter l’évaluation des données recueillies, les résultats de la FTIR et de la mouillabilité sont analysés par le réseau neuronal artificiel afin de mieux comprendre les mécanismes sous-jacents. À la lumière des résultats obtenus, les additifs chimiques les plus prometteurs sont sélectionnés afin de vérifier l’effet de leur utilisation sur la qualité des anodes. Pour ce faire, des anodes de laboratoire sont produites en utilisant des brais non modifiés et des brais modifiés avec les additifs chimiques sélectionnés. Par la suite, les anodes sont carottées afin de les caractériser en déterminant certaines de leurs propriétés physiques et chimiques. Enfin, les résultats des échantillons d’anodes faites d’un même brai non modifié et modifié sont comparés afin d’évaluer l’amélioration de la qualité des anodes. Finalement, un examen de l’impact possible de l’utilisation d’un additif chimique pour modifier le brai sur la consommation énergétique et en carbone ainsi que la quantité d’aluminium produit est réalisé. Afin de modifier le brai, trois différents additifs chimiques sont sélectionnés, soit un tensioactif et deux agents de modification de surface. L’analyse FTIR des expérimentations menées sur les brais modifiés démontre que deux additifs ont modifié la composition chimique des brais expérimentés. L’analyse des résultats des tests goutte-sessile laisse supposer qu’un brai modifié par ces deux additifs améliore possiblement l’interaction avec les cokes employés dans cette étude. L’analyse par réseau neuronal artificiel des données recueillies permet de mieux comprendre le lien entre la composition chimique d’un brai et sa capacité de mouillabilité avec un coke. La caractérisation des échantillons d’anodes produites permet d’affirmer que ces deux additifs peuvent améliorer certaines des propriétés anodiques comparativement aux échantillons standards. L’analyse des résultats démontre que l’un des deux additifs semble donner des résultats plus prometteurs. Au final, les travaux réalisés au cours de ce projet démontrent qu’il est possible d’améliorer la qualité anodique en modifiant les propriétés du brai. De plus, l’analyse des résultats obtenus fournit une meilleure compréhension des mécanismes entre un brai et un additif chimique.

Ce mémoire présente le développement d’un montage simulant l’érosion par la pluie afin d’effectuer l’évaluation de différents revêtements glaciophobes dans le domaine aérospatial. Bien que plusieurs revêtements présentent une bonne efficacité à réduire l’adhérence et/ou l’accumulation de glace, ils ne répondent pas nécessairement aux normes de résistance à l’érosion simulée par les gouttes de pluie les frappant à grande vitesse. Il n’existe qu’une installation en Amérique du Nord offrant un service d’essai qui évalue la résistance à l’érosion par la pluie suivant les normes aérospatiales. Étant l’unique institution pouvant faire la certification de peintures utilisées sur les avions en ce qui a trait à l’érosion par la pluie, ce service est donc difficile d’accès et coûteux. Le laboratoire international des matériaux antigivre (LIMA) a développé un essai plus rapide et moins coûteux, facilitant ainsi le développement de revêtements glaciophobes devant résister à l’érosion par la pluie. Dans cette étude, le développement du montage d’érosion par la pluie effectué au laboratoire des matériaux antigivre (LIMA) est présenté. En particulier, des essais sur quatre (4) revêtements dont la résistance à l’érosion est connue, et sur trois revêtements industriels, ont été effectués afin d’ajuster les différents paramètres du montage comme la pression et la température de l’eau ainsi que la robustesse du montage. Ensuite, des essais de sensibilité et de reproductibilité des résultats ont également été effectués pour fin de validation du montage et du protocole expérimental. Pour ce faire, le montage de type jet d’eau développé consiste principalement en une pompe à haute pression qui projette un jet d’eau continu passant par les orifices d’un disque tournant. Cette opération permet de générer une goutte de pluie simulée qui est projetée sur un échantillon de revêtement statique. L’essai est basé sur la norme standard ASTM (Liquid Impingement Erosion Testing, G73-82). La résistance à l’érosion du matériau est déterminée à l’aide du nombre d’impacts subi par l’échantillon obtenu avant la production de dommages visibles. Donc, pour déterminer le niveau d’érosion, quatre sites d’impacts doivent être érodés sur cinq sur le même rang pour le même nombre d’impact. L’analyse des quatre revêtements de résistance à l’érosion connus a été complétée par l’examen microscopique de chaque site d’impact et d’une photo. Le choix des quatre revêtements de résistance à l’érosion connue, allant du plus résistant au moins résistant, a permis de vérifier que le montage était assez sensible pour évaluer les revêtements souvent utilisés dans le domaine aérospatial. De plus, l’évaluation des trois revêtements industriels a permis, pour sa part, de confirmer les résultats obtenus précédemment. Finalement, pour évaluer la sensibilité et la reproductibilité des résultats, de deux à six répétitions pour chaque revêtement a été effectuées donnant des taux d’érosion allant de 100 à 100 000 impacts. L’intervalle des écarts-types varie de ± 0% à ± 47% pour une moyenne de ± 17%. Le critère d’échec a été déterminé à l’aide du nombre d’impacts avant l’apparition de dommage visible ainsi que de la répétabilité des résultats.

In recent years, aluminum and aluminum alloys have been widely used in automotive and aerospace industries. Among the most commonly used cast aluminum alloys are those belonging to the Al-Si system. Due to their mechanical properties, light weight, excellent castability and corrosion resistance, these alloys are primarily used in engineering and in automotive applications. The present thesis is aimed at investigating the effects of different additives and heat treatments on the mechanical properties of the Al-2.4%Cu-1.2%Si-0.4%Mg-0.4%Fe-0.6%Mn or 220 type alloys, a casting alloy intended for automotive applications. The 220 alloys show a greater response to heat treatment as a result of the presence of both Mg and Cu. These alloy types display good strength values at both low and high temperatures. The research involved here was accomplished through a study of the tensile properties in both the as-cast and heat-treated conditions, where the effects of different heat treatments i.e., T5, T6, T62 and T7 commonly applied to aluminum casting alloys were evaluated at ambient temperature and at high temperature (250°C) using different holding or stabilization times at testing temperature. Six alloys were prepared using 0.15wt% Ti grain-refined 220 alloy, comprising alloy B0 (220 alloy) considered as the base or reference alloy, and five others, viz., alloys B1 and B2, and D0, D1, and D2 containing various amounts of Ni, Cr, V, Zr and La, added individually or in combination. The D-series alloys had a higher Si content of 8 wt%. Tensile test bars were prepared from the different 220 alloys using an ASTM B-108 permanent mold. The test bars were solution heat treated using a single-step or a multi-step solution heat treatment, followed by quenching in warm water, and then artificial aging employing different aging treatments (T5, T6, T62 and T7). The one-step (or SHT 1) solution treatment consisted of 5 hrs @ 495 °C and the multi-step (or SHT 2) solution treatment comprised 5 hrs @ 495°C + 2 hrs @ 515°C + 2 hrs @ 530°C. Ambient temperature tensile testing of the as-cast and heat-treated test bars was carried out using a strain rate of 4 x 10-4s-1 employing a MTS Servohydraulic Mechanical Testing machine. Five test bars were used per alloy composition/heat-treated condition. The high temperature tensile testing was carried out at 250 °C using the same strain rate, where the test bars were stabilized for 1 hr and 200 hrs at 250 °C prior to testing. An Instron Universal Mechanical Testing machine was used for conducting the high temperature tests. Thermal analysis of the various 220 alloy melts was carried out to determine the sequence of reactions and phases formed during solidification under close-to-equilibrium cooling conditions. The main reactions observed in the base B0 alloy comprised (i) formation of the α-Al dendritic network at 640°C, followed by precipitation of (ii) α-iron Al15(Fe,Mn)3Si2 phase at 620°C; and (iii) Al2Cu and Al5Mg8Si6Cu2 phases simultaneously as the final reaction at 495°C. Two more reactions were observed in the alloy B2 with the addition of Zr and V to B0 alloy, accompanied by the formation of Mg2Si and AlSiTiZrV phases. The addition of Cr (0.2%) in alloys B2 and D2 helped in reducing the detrimental effects of the platelet-like morphology of the β-Al5FeSi iron intermetallic phase by replacing it with the more compact and hence less harmful script-like α- Al15 (Fe,Mn)3Si2 phase and sludge particles. Three new reactions were observed in the alloy D2 with the addition of Zr, Cr, Ni, V and La, corresponding to the formation of AlSiCuNiLa, AlNiSiZrCuFe and AlFeMnCrSiVNi phases. With the use of the multi-step solution treatment – involving higher solution temperatures and longer durations, an increased amount of incipient melting is expected to occur. The D-series alloys (containing a higher Si content) showed much smaller porosity/incipient melting in the as-cast condition compared to the (B-series) alloys. The tensile data showed that the UTS and percentage elongation values of the six alloys increased in the one-step solution heat-treated condition compared to the as-cast case. The multi-step solution heat treatment displayed higher tensile properties than those achieved with SHT 1 treatment. The use of the T62 treatment (multi-step solution treatment) allows for maximum dissolution of the copper phases in the multiple stages of solution treatment, resulting in the greatest improvement in both UTS and YS. At ambient temperature, T6 and T62 treatments provide the best improvements in both UTS and YS values of all alloys. The UTS of the as-cast alloy B0 improved by ~ 18% following the SHT-1 treatment (495°C/5h) compared with other alloys. In the B-series, the T62-tempered B1 alloy showed maximum improvement with a UTS value of ~401.55 MPa. Likewise, in the D-series also, the T62-tempered D1 alloy displayed the highest UTS with a value of ~293.5 MPa. The yield strength values improved overall after solution treatment. The YS values followed the same trend as the ultimate tensile strength at both ambient and high temperature testing. At high temperature testing at 250°C after one hour stabilization, the ultimate tensile strength of the alloys increased with the T6 and T62 heat treatment conditions, but remained the same after T5 heat treatment; the highest UTS value was exhibited by the T62-tempered B2 alloy with ~195 MPa. All alloys displayed tensile strength values higher than those exhibited by the base alloy B0 in the T7-tempered condition. The lowest ductility values were observed for the T62-tempered alloys, while all T7-tempered alloys show maximum ductility. After 200 hours stabilization, the alloy strength increased after the T5 heat treatment but decreased in the T6 and T62-tempered conditions; the alloy B2 showed maximum strength in the T5-tempered condition (B-series) with ~ 135 MPa, followed by the T5-tempered D1 alloy, with ~130 MPa. The highest ductility values were observed in the T6 and T62 conditions whereas the T5-treated alloys exhibited the lowest ductility values, with the D1 and D2 alloys showing the same ductility as in the as-cast condition. The use of quality charts, color contour maps and ΔP plots constructed from the tensile test data - as was done in the present study - facilitates selecting the appropriate metallurgical conditions for tailoring the alloy properties to match those required for a specific application. Dans les dernières années, l’aluminium et ses alliages ont été largement utilisés dans l’industrie automobile et aérospatiale. Parmis les alliages les plus commun, ceux appartenant à la famille Al-Si sont les plus utilisés. Dû à leurs propriétés mécaniques, leurs poids légers, leur excellente coulabilité et leur résistance à la corrosion, ces alliages sont principalement utilisés dans des applications d’ingénieries et automobiles. La présente thèse vise à étudier les effets de différents additifs et traitements thermiques sur les propriétés mécaniques des alliages Al-2,4% Cu-1,2% Si-0,4% Mg-0,4% Fe-0,6% Mn ou 220, un alliage de coulée destiné pour les applications automobiles. Les alliages type 220 montrent une plus grande réponse au traitement thermique en raison de la présence de Mg et de Cu. Ces types d'alliage présentent de bonnes valeurs de résistance aux températures basses et hautes. La recherche impliquée ici a été réalisée grâce à une étude des propriétés de traction dans les conditions brutes de coulée et de traitement thermique, où les effets de différents traitements thermiques, c'est-à-dire T5, T6, T62 et T7 couramment appliqués aux alliages de moulage d'aluminium ont été évalués à Température ambiante et à haute température (250°C) en utilisant différents temps de maintien ou de stabilisation à la température de test. Six alliages ont été préparés en utilisant un alliage 220 raffiné avec à 0.2 - 0,15% Ti, comprenant de l'alliage B0 (alliage 220) considéré comme l'alliage de base ou de référence et cinq autres, à savoir les alliages B1 et B2 et D0, D1 et D2 Contenant diverses quantités de Ni, Cr, V, Zr et La, ajoutées individuellement ou en combinaison. Les alliages de la série D avaient une teneur en Si supérieure de 8% en poids. Des barres de test de traction ont été préparées à partir des différents alliages 220, en utilisant un moule permanent ASTM B-108. Les barres d'essai ont été traitées thermiquement par mise en solution en utilisant une seule étape ou à plusieurs étapes, suivi de la trempe dans de l'eau tiède, puis du vieillissement artificiel en utilisant différents traitements (T5, T6, T62 et T7). Le traitement de mise en solution en une étape (ou MES 1) était constitué de 5 heures à 495°C et le traitement à la solution multi-étages (ou MES 2) comprenait 5 heures à 495°C + 2 heures à 515°C + 2 heures à 530°C. Les essais de traction à la température ambiante des barres d'essai brut de coulée et traités thermiquement ont été effectués à une vitesse de déformation de 4 x 10-4s-1, en utilisant une machine de contrôle mécanique servohydraulique MTS. Cinq barres d'essai ont été utilisées par composition alliée / état traité thermiquement. L'essai de traction à haute température a été effectué à 250°C avec le même taux de déformation, où les barres d'essai ont été stabilisées pendant 1 heure et 200 heures à 250°C avant l'essai. Une machine ‘’Universal Mechanical Testing’’ a été utilisée pour effectuer des essais à haute température. L'analyse thermique des diverses mélanges d'alliages 220 a été effectuée pour déterminer la séquence de réactions et les phases formées lors de la solidification dans des conditions de refroidissement proches de l'équilibre. Les principales réactions observées dans l'alliage de base B0 comprenaient (i) la formation du réseau dendritique α-Al à 640°C, suivie de la précipitation de (ii) la phase α-fer Al15 (Fe, Mn) 3Si2 à 620°C; Et (iii) les phases Al2Cu et Al5Mg8Si6Cu2 simultanément en tant que réaction finale à 495°C. Deux autres réactions ont été observées dans l'alliage B2 avec addition d'alliage Zr et V à B0, accompagné de la formation de phases Mg2Si et AlSiTiZrV. L'ajout de Mn (0,8% en poids) Cr (0,2%) dans les alliages B2 et D2 a contribué à réduire les effets néfastes de la morphologie plaquettaire de la phase intermétallique de fer β-Al5FeSi en le remplaçant par le plus compact et donc moins nocif des particules de phase de type α-Al15 (Fe, Mn) 3Si2. Trois nouvelles réactions ont été observées dans l'alliage D2 avec addition de Zr, Cr, Ni, V et La, ce qui correspond à la formation de phases AlSiCuNiLa, AlNiSiZrCuFe et AlFeMnCrSiVNi. Avec l'utilisation du traitement de mise en solution multi-étapes, impliquant des températures de solution plus élevées et des durées plus longues, une quantité accrue de fusion initiale devrait se produire. Les alliages de la série D (contenant une teneur en Si plus élevée) ont montré de porosité beaucoup plus petite dans l'état brute de coulée en comparaison des alliages (séries B). Les données de traction ont montré que l'UTS et les valeurs du pourcentage d'élongation des six alliages, augmentaient dans le traitement thermique de mise en solution à une étape par rapport à l'état brut de coulé. Le traitement thermique de mise en solution multi-étapes a montré des propriétés de traction plus élevées que celles obtenues avec le traitement MES 1. L'utilisation du traitement T62 (traitement de mise en solution multiétapes) permet une dissolution maximale des phases de cuivre dans les étapes multiples du traitement de la mise en solution, ce qui entraîne la plus grande amélioration tant de l'UTS que de l'YS. À température ambiante, les traitements T6 et T62 fournissent les meilleures améliorations en valeurs UTS et YS de tous les alliages. L'UTS de l'alliage B0 amélioré par ~ 18% suite au traitement MES-1 (495°C / 5h) par rapport aux autres alliages. Dans la série B, l'alliage B1 veillie T62 a montré une amélioration maximale avec une valeur UTS de ~ 401,55 MPa. De même, dans la série D également, l'alliage D1 veillie T62 a affiché le UTS le plus élevé avec une valeur de ~ 293,5 MPa. Les valeurs de limite d'élasticité ont été améliorées globalement après le traitement de la mise en solution. Les valeurs YS ont suivi la même tendance que la résistance à la traction finale aux essais à la fois à température ambiante et à haute température. Lors de tests à haute température à 250°C après une heure de stabilisation, la résistance à la traction finale des alliages a augmenté avec les conditions de traitement thermique T6 et T62, mais est restée la même après le traitement thermique T5; La valeur UTS la plus élevée a été exposée par l'alliage B2 vieille T62 avec ~ 195 MPa. Tous les alliages ont des valeurs de résistance à la traction supérieures à celles exposées par l'alliage de base B0 dans l'état T7-veillie. Les valeurs de ductilité les plus faibles ont été observées pour les alliages vieilles T62, tandis que tous les alliages T7 présentent une ductilité maximale. Après 200 heures de stabilisation, la résistance de l'alliage a augmenté après le traitement thermique T5 mais a diminué dans les conditions T6 et T62; L'alliage B2 a montré une résistance maximale dans l'état vieillie T5 (série B) avec ~ 135 MPa, suivi de l'alliage D1 traités avec T5, avec ~ 130 MPa. Les valeurs de ductilité les plus élevées ont été observées dans les conditions T6 et T62, alors que les alliages traités avec T5 présentaient les valeurs de ductilité les plus faibles, les alliages D1 et D2 présentant la même ductilité que dans l'état brut de coulée. L'utilisation de tableaux de qualité, de cartes de contours de couleurs et de parcelles ΔP construites à partir des données de test de traction - comme cela a été fait dans la présente étude - facilite le choix des conditions métallurgiques appropriées pour adapter les propriétés de l'alliage à celles requises pour une application spécifique.

The present work was carried out on a series of heat-treatable aluminum-based aeronautical alloys containing various amounts of magnesium (Mg), iron (Fe), strontium (Sr) and beryllium (Be). The design of aeronautical alloys requires the use of these particular alloys for their strength and ductility. These properties can be further enhanced by controlling the added alloying elements as well as the heat treatment parameters. The objective of the present work was to determine the effect of the interactions between element additions and heat treatment on the alloy microstructure and mechanical properties. Tensile test bars (dendrite arm spacing ~ 24μm) were solutionized for either 5 or 12 hours at 540°C, followed by quenching in warm water (60°C). Subsequently, these quenched samples were aged at 160°C for times up to 12 hours. Microstructural assessment was performed using a thermal analysis technique, image analysis and field emission scanning electron microscopy. All heat-treated samples were pulled to fracture at room temperature using a servo-hydraulic tensile testing machine. The results show that Be causes partial modification of the eutectic silicon (Si) particles similar to that reported for Mg addition. Addition of 0.8 wt.% Mg reduced the eutectic temperature by ~10°C. During solidification of alloys containing high levels of Fe and Mg, without Sr, a peak corresponding to the formation of a Be-Fe phase (Al8Fe2BeSi) was detected at 611°C, which is close to the formation temperature of α-Al. The Be-Fe phase precipitates in a script-like morphology. A new quinary eutectic-like reaction was observed to take place near the end of solidification of high Mg, high Fe, Be-containing alloys. This new reaction is composed mainly of fine particles of Si, Mg2Si, π-Al8Mg3FeSi6 and (Be-Fe) phases. The volume fraction of this reaction decreased with the addition of Sr. The addition of Be has a noticeable effect on decreasing the β-phase length, or volume fraction, this effect may be limited by adding Sr. Beryllium addition also results in the precipitation of the β-phase in a nodular form, which reduces the harmful effects of these intermetallics on the alloy mechanical properties. Increasing both Mg and Fe levels led to an increase in the amount of the π-phase; increasing the iron content led to an increase in the volume fraction of the partially soluble β- and π-phases, while Mg2Si particles were completely dissolved. The β-phase platelets were observed to undergo changes in their morphology due to the dissolution, thinning, necking and fragmentation of these platelets upon increasing the solutionizing time. The π-phase was observed to dissolve and/or transform into a cluster of very fine β-phase platelets. In the as-cast conditions, increasing the Mg content leads to increased transformation of β-phase platelets into Chinese-script π-phase, regardless of the Fe content. This, in turn, decreases the harmful effect of the β-phase. Increasing the solutionizing time leads to a decomposition of the π-phase to the β-phase, fragmentation of the β-phase and spheroidization of both the eutectic Si and the π-phase particles, thus improving alloy tensile properties. Two mechanisms of Mg2Si precipitate coarsening were observed to occur: (1) Ostwald ripening in the solution heat-treated samples and (2) clustering. Coarsening increases with increased solution heat treatment time, increased aging time, as well as with greater Mg contents. Increased Fe levels decrease the alloy quality index (Q) values, whereas adding Mg increases them. Introducing Be, in spite of it being a toxic material, Sr, or both, simultaneously improves the alloy quality index values, regardless of solutionizing time or Fe and Mg levels. Quality index values increase with solution heat treatment time from 5 to 12 hours. Higher Mg contents lead to an increase in alloy ductility, ultimate tensile strength (UTS) and yield strength (YS), while higher Fe levels can drastically decrease these properties. For the same levels of Fe and/or Mg, Be and Sr have significant effects in improving alloy mechanical properties; these effects can be readily observed in low levels of Fe and high Mg contents. Beryllium addition is beneficial in the case of high Fe contents as it lowers the harmful effects of Fe-phases in Al-Si alloys. In the case of high Fe contents, it seems that the addition of 500 ppm of Be is not sufficient for all interactions with other alloying elements. During the melting process the formation of Be-Sr phase (probably SrBe3O4 compound) decreases the free Be content and hence the alloy mechanical properties. The role of Be in preventing the oxidation of Mg and in changing the chemistry and morphology of the Feintermetallics is observed through improved mechanical properties of Be-containing alloys. The partial modification effect of both Mg and Be appears to improve the alloy tensile properties. Solutionizing and aging times are important parameters affecting the alloy tensile properties. The Mg2Si precipitates were confirmed to be the main hardening components of the 356 and 357 alloys investigated. The yield strength increases with greater Mg levels, reduced Fe levels, addition of Be, Sr-modification, solution heat treatment time and aging time. In the aeronautical industry, design considerations are influenced by the YS. Therefore, an increase in the YS is of significance. The present work was extended to include an investigation of the experimental 7073 aluminum alloy. The results show that a solution heat treatment of 48 hours at 460°C and 470°C resulted in dissolution of the Mg- and Cu-rich phases, whereas the Fe-rich phases remained in the matrix. Increasing the solution temperature to 485°C resulted in incipient melting of the Cu-rich phases. The use of proper additives, cold/hot deformation, homogenization and aging, as applied in this study, shows that 7075 alloys have the potential to reach UTS levels as high as 980 MPa. Alloy ductility could be improved by using proper casting technology. The results of this study also indicate that modification of both alloy composition and casting technique would provide the means to achieve greater percentage elongation values. Energy dispersive spectroscopy spectra taken from the fracture surfaces of solution heat-treated samples pointed towards the dissolution of Zn, Mg and Cu in the aluminum matrix. In contrast, the presence of fragments of Fe-based intermetallic particles were also observed on the fracture surfaces, due to their low solubility in the matrix. The fracture surfaces of aged samples exhibited cleavage fracture due to poor alloy ductility. Ultra-fine dimples, caused by the precipitation of a mixture of fine particles, namely Al2Cu, Mg2Si and MgZn2, were also observed. The marked increase in the alloy strength from adjusting the alloy chemistry and heat treatment parameters may be attributed to uniformly distributed precipitation of a dense ultrafine particles of the Al2Cu phase throughout the matrix. By adjusting the chemical composition of the 7075 alloy with proper casting and heat treatment techniques, the alloy could reach up to 1 GPa with 5-8% elongation. Le présent travail porte sur une série d’alliages d’aluminium traitable thermiquement de qualité aéronautique contenant différentes teneurs en magnésium (Mg), fer (Fe), strontium (Sr) et béryllium (Be). La conception aéronautique nécessite l’utilisation de ces alliages particuliers pour leur résistance et leur ductilité. Ces propriétés peuvent à leur tour être améliorées en contrôlant l’ajout d’éléments d’alliage aussi bien que par les paramètres du traitement thermique. Les objectifs de cette étude étaient de déterminer l’effet que l’interaction entre les éléments d’additions et le traitement thermique avait sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l’alliage. Des éprouvettes d’essai de traction (distance interdendritique ~ 24 m) ont été mises en solution pour des périodes de 5 et 12 heures à 540 °C, suivi d’une trempe à l’eau chaude (60°C). Par la suite, ces échantillons trempés ont été vieillis à 160°C pour une période allant jusqu’à 12 heures. Une analyse microstructurale a été menée en utilisant l’analyse thermique, l’analyse d’images et le microscope électronique à balayage à émission de champs. Toutes les éprouvettes de traction ont été fracturées à la température ambiante en utilisant une machine cervohydraulique d’essai de traction. Les résultats montrent que le Be cause une modification partielle des particules de silicium (Si) eutectique similaire à celle observée lors de l’ajout de Mg. L’addition de 0,8% en poids de Mg a réduit la température eutectique d’environ 10°C. Pendant la solidification des alliages contenant des hautes teneurs en Fe et en Mg, sans Sr, un pic correspondant à la formation des particules de la phase Be-Fe (Al8Fe2BeSi) a été détecté à une température de 611°C, laquelle est près de la température de formation de l’-Al. Le précipité de la phase Be-Fe se présente sous la forme de script. Une nouvelle réaction eutectique quinaire se produisant vers la fin de la solidification des alliages contenant du Be ainsi que des hautes teneurs en Mg et en Fe a été observée. Cette nouvelle réaction eutectique implique de fines particules avec des phases de Si, Mg2Si, -Al8Mg3FeSi6 et de (Be-Fe). La fraction volumique de cette réaction a diminué avec l’ajout de Sr. L’ajout de Be a eu un effet notable sur la diminution de la longueur des particules de la phase , ou sur la fraction volumique, cet effet pourrait être limité par l’ajout de Sr. L’addition de béryllium provoque également la précipitation de la phase sous la forme nodulaire, laquelle réduit les effets néfastes de ces intermétalliques sur les propriétés mécaniques de l’alliage. L’augmentation de la teneur en Mg et en Fe mène à une hausse de la quantité des particules de la phase ; l’augmentation de la teneur en Fe mène à un accroissement de la fraction volumique des phases partiellement solubles et . Un changement de morphologie des plaquettes de la phase a été observé causé par la dissolution, l'amincissement, la striction et la fragmentation de ces plaquettes au fur et à mesure que le temps de mise en solution augmente. La phase se dissout ou transforme en groupement de très fines plaquettes de la phase . À l’état telle que coulée, l’augmentation de la teneur en Mg mène à une transformation accrue des plaquettes de la phase en script chinois de la phase peu importe la teneur en Fe. Ceci réduit, à son tour, l’effet néfaste de la phase. L'augmentation du temps de mise en solution conduit à une décomposition de la phase vers la phase , une fragmentation de la phase et une sphéroïdisation du silicium eutectique et des particules de la phase , améliorant ainsi les propriétés de traction de l’alliage. Deux mécanismes de croissance du précipité Mg2Si ont été observés: (1) la maturation d'Ostwald pour les échantillons traités thermiquement et (2) le regroupement. La croissance augmente avec le temps croissant de mise en solution, de vieillissement et aussi bien qu’avec la teneur en Mg haussant. Une teneur en Fe accrue diminue les valeurs d’indice de la qualité (Q), alors que l'ajout de Mg les augmente. L’ajout de Be, bien qu’il soit un produit toxique, de Sr ou les deux à la fois, améliore les valeurs de l'indice de qualité de l'alliage, indépendamment du temps de mise en solution ou du niveau de Fe et de Mg. Les valeurs de l’index de qualité augmentent avec le temps de mise en solution de 5 à 12 heures. Des teneurs plus élevées en Mg aboutissent à une augmentation de la ductilité, de la résistance à la traction (UTS) et de la limite d’élasticité (YS), tandis que des niveaux plus élevés en Fe peuvent diminuer considérablement ces propriétés. Pour les mêmes teneurs en Fe ou en Mg, le Be et le Sr améliorent considérablement les propriétés mécaniques de l’alliage; ces effets peuvent être facilement observés pour des faibles teneurs en Fe et des teneurs élevées en Mg. L’ajout de Be est bénéfique lorsque la teneur en Fe est élevée car il réduit les effets néfastes de la phase Fe pour les alliages Al-Si. Lorsque la teneur en Fe est élevée, l'addition de 500 ppm de Be semble ne pas être suffisante compte tenu de toutes les interactions avec les autres éléments d'alliage. Pendant le processus de fusion la formation de la phase Be-Sr (probablement le composé SrBe3O4) diminue le Be efficace ainsi que les propriétés mécaniques de l'alliage. Le rôle du Be qui est de prévenir l'oxydation du Mg et en changeant la composition chimique et la morphologie des composés intermétalliques Fe est observable par l'amélioration des propriétés mécaniques des alliages contenant du Be. La modification partielle causée par le Mg et le Be semble améliorer les propriétés mécaniques de traction de l’alliage. Les temps de mise en solution et de vieillissement sont des paramètres importants affectant les propriétés mécaniques de traction. Les précipités Mg2Si sont les principaux composés responsables du durcissement des alliages 356 et 357. La limite d'élasticité augmente avec des teneurs en Mg plus élevées, des teneurs en Fe réduites, l’ajout de Be, la modification par le Sr, le temps de mise en solution et le temps de vieillissement. Dans l’industrie aéronautique, la conception est influencée par la limite d’élasticité. Ainsi, une augmentation de la limite d’élasticité est d’une importance. Une étude de l’alliage d’aluminium expérimental 7075 a été ajoutée au présent travail. Les résultats montrent qu'une mise en solution de 48 heures à 460 °C et 470 °C conduit à la dissolution des particules des phases riche en Mg et en Cu, alors que les particules des phases riches en Fe sont restées dans la matrice. L’augmentation de la température de mise en solution à 485°C a provoqué la fonte hâtive des particules des phases riche en Cu. L'utilisation d'additifs appropriés, de déformation à chaud et à froid, l'homogénéisation et le vieillissement, tel qu'ils sont appliqués dans cette étude, montre que l’alliage 7075 a le potentiel d’atteindre un niveau de résistance à la traction aussi élevé que 980 MPa. La ductilité de l’alliage pourrait être améliorée en utilisant une technologie de moulage appropriée. Les résultats de cette étude indiquent également qu’une modification de la composition des alliages et de la technique de coulée permettrait d’augmenter la ductilité. La spectroscopie de dispersion d’énergie appliquée aux surfaces de rupture des échantillons traités thermiquement démonte une dissolution du Zn, Mg et Cu dans la matrice d'aluminium. En revanche, la présence de fragments de particules intermétalliques de Fe a également été observée sur les surfaces de rupture, en raison de leur faible solubilité dans la matrice. Les surfaces de rupture des échantillons vieillis ont montré une rupture par clivage causée par une faible ductilité de l'alliage. D’ultra-fines fossettes, causées par la précipitation d'un mélange de fines particules, à savoir Al2Cu, Mg2Si et MgZn2, ont également été observées. L’augmentation marquée de la résistance à la traction de l’alliage provenant de l’ajustement de la chimie et des paramètres de traitement thermique peut être attribuée à la distribution uniforme de la précipitation des particules denses ultra-fines de la phase Al2Cu à travers la matrice. En ajustant la composition chimique de l’alliage 7075 jumelé à des techniques de coulée et de traitement thermique appropriées, l’alliage pourrait atteindre 1 GPa avec 5-8% de déformation.

In recent years, aluminum and aluminum alloys have been widely used in automotive and aerospace industries. Among the most commonly used cast aluminum alloys are those belonging to the Al-Si system. Due to their mechanical properties, light weight, excellent castability and corrosion resistance, these alloys are primarily used in engineering and in automotive applications. The more aluminum is used in the production of a vehicle, the less the weight of the vehicle, and the less fuel it consumes, thereby reducing the amount of harmful emissions into the atmosphere. The principal alloying elements in Al-Si alloys, in addition to silicon, are magnesium and copper which, through the formation of Al2Cu and Mg2Si precipitates, improve the alloy strength via precipitation hardening following heat treatment. However, most Al-Si alloys are not suitable for high temperature applications because their tensile and fatigue strengths are not as high as desired in the temperature range 230-350°C, which are the temperatures that are often attained in automotive engine components under actual service conditions. The main challenge lies in the fact that the strength of heat-treatable cast aluminum alloys decreases at temperatures above ~200°C. The Mg2Si and Al2Cu precipitates that maintain the high strength of the alloy usually coarsen or dissolve at temperatures above 150°C, resulting in reduced high temperature performance and consequently limited practical applications. Most Al-Si cast alloys to date are intended for applications at temperatures no higher than about 230°C. The strength of alloys under high temperature conditions is improved by obtaining a microstructure containing thermally stable and coarsening-resistant intermetallics, which may be achieved with the addition of Ni. Zr and Sc. Nickel leads to the formation of nickel aluminide Al3Ni and Al9FeNi in the presence of iron, while zirconium forms Al3Zr. These intermetallics improve the high temperature strength of Al–Si alloys. Some interesting improvements have been achieved by modifying the composition of the base alloy with additions of Mn, resulting in an increase in strength and ductility at both room and high temperatures. The principle effects that can be obtained by adding scandium to aluminium alloys are grain refinement and precipitation hardening from Al3Sc particles. Addition of Zr together with Sc is found to improve alloy strength and coarsening resistance. Al-Si-Cu-Mg alloys such as the 354 (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) alloys show a greater response to heat treatment as a result of the presence of both Mg and Cu. These alloy types display excellent strength values at both low and high temperatures. Additions of Zr, Ni, Mn and Sc would be expected to maintain the performance of these alloys at still higher temperatures. The present study was thus carried out to investigate the effect of Zr, Ni, Mn, and Sc additions, individually or in combination, on the microstructure and tensile properties of 354 casting alloy at ambient and at high temperature (250°C) using different holding times at testing temperature. Six alloys were prepared using 0.2 wt% Ti grain-refined 354 alloy, comprising alloy R (354 + 0.25wt% Zr) considered as the base or reference alloy, and five others, viz., alloys S, T, U, V, and Z containing various amounts of Ni, Mn, Sc and Zr, added individually or in combination. For comparison purposes, another alloy L was prepared from 398 (Al-16%Si) alloy, reported to give excellent high temperature properties, to which the same levels of Zr and Sc additions were made, as in alloy Z. Tensile test bars were prepared from the different 354 alloys using an ASTM B-108 permanent mold. The test bars were solution heat treated using a one-step or a multi-step solution heat treatment, followed by quenching in warm water, and then artificial aging employing different aging treatments (T5, T6, T62 and T7). The one-step (or SHT 1) solution treatment consisted of 5 h @ 495 °C) and the multi-step (or SHT 2) solution treatment comprised 5 h @ 495°C + 2 h @ 515°C + 2 h @ 530°C. Tensile testing of the as-cast and heat-treated test bars was carried out at room temperature using a strain rate of 4 x 10-4s-1. Five test bars were used per alloy composition/condition. In this case, the test bars were tested with or without prior stabilization for 200 h at 250 °C. The high temperature tensile testing was carried out at 250 °C, where the test bars were stabilized for 1 h and 200 h at 250 °C prior to testing. Thermal analysis of the various 354 alloy melts was carried out to determine the sequence of reactions and phases formed during solidification under close-to-equilibrium cooling conditions. The main reactions observed comprised formation of the α-Al dendritic network at 598°C followed by precipitation of the Al-Si eutectic and post-eutectic β-Al5FeSi phase at 560°C; Mg2Si phase and transformation of the β-phase into π-Al8Mg3FeSi6 phase at 540°C and 525°C; and lastly, precipitation of Al2Cu and Q-Al5Mg8Cu2Si6 almost simultaneously at 498°C and 488°C. As a result of the low solidification rate of the thermal analysis castings, and a Zr content of 0.25 wt%, all Zrcontaining alloys are located in the L + Al3Zr region of the Al-Zr phase diagram during the melting stage. Three main reactions are detected with the addition of Ni, i.e., the formation of AlFeNi, AlCuNi and AlSiNiZr phases. Larger sizes of AlFeNi and AlCuNi phase particles were observed in T alloy with its higher Ni content of 4 wt%, when compared to those seen in S alloy at 2% Ni content. Mn addition in Alloy U helps in reducing the detrimental effect of the β-iron phase by replacing it with the less-detrimental Chinese script α-Al15(Fe,Mn)3Si2 phase and sludge particles. The Sc-intermetallic phases observed in this study appeared in two different forms: (Al,Ti)(Sc,Zr) and (Al,Si)(Sc,Zr,Ti). With the use of the multi-step solution treatment – involving higher solution temperatures and longer durations, an increased amount of incipient melting is expected to occur. Coarsening of the Si particles is also observed; with larger particles growing bigger at the expense of smaller ones. Primary Si particles are observed in the microstructure of the hypereutectic alloy L with its high Si content of 16 wt%. The tensile data showed that UTS and percent elongation of R, S, T, U, V and Z alloys increased in the one-step solution heat-treated condition compared to the as-cast case. The multistep solution heat treatment displayed higher tensile properties than those achieved with SHT 1 treatment. The use of the T62 treatment, incorporating the SHT 2, allows for maximum dissolution of the copper phases in the multiple stages of solution treatment, resulting in the greatest improvement in both UTS and YS. Without stabilization, T6 and T62 treatments provide the best improvements in both UTS and YS values of all alloys. The best tensile properties of alloys tested at room temperature after stabilization at 250°C for 200 h are obtained with the T6 heat treatment. After T62 treatment, Alloy U (containing 0.75wt% Mn + 0.25wt% Zr) showed the maximum increase in UTS and YS values. The addition of Zr, Ni, Mn and Sc to Al-Si alloys improves the high temperature tensile properties of the 354 alloy. Alloy S (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) and alloy U (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) perform better in case of high temperature conditions, with one hour stabilization at 250°C. After 200 hours stabilization at 250°C, the strength of the T6-treated alloys is reduced considerably, while the ductility is increased, with alloy R showing the highest percent elongation, ~19%, followed by Z alloy with a ductility of ~16%. The reduction in strength may be attributed to the alloy softening which occurs after such long stabilization time at the high testing temperature. Although the T6-treated L alloy displays good strength values, in comparison with the 354 alloys at the same high temperature testing conditions, its ductility is ~2.45% compared to alloy S which produces similar tensile strength but has a ductility of ~6.5%. The reduction in strength may be attributed to the alloy softening which occurs after such long stabilization time at the high testing temperature. Au cours des dernières années, l'aluminium et les alliages d'aluminium ont été largement utilisés dans l’industrie de l'automobile et de l'aérospatiale. Parmi les alliages d'aluminium coulé les plus couramment utilisés, figurent ceux appartenant au système Al-Si. En raison de leurs propriétés mécaniques, de leur légèreté, de leur excellente coulabilité et de leur résistance à la corrosion, ces alliages sont principalement utilisés dans l'ingénierie et dans les applications automobiles. Plus l'aluminium est utilisé dans la production d'un véhicule, plus le poids de celui-ci est diminué et contribue à diminuer sa consommation de carburant, réduisant ainsi la quantité d'émissions nocives dans l'atmosphère. Les principaux éléments d'alliage dans les alliages Al-Si, en plus du silicium, sont le magnésium et le cuivre. Ceux-ci améliorent la résistance à l'alliage par le phénomène de durcissement par précipitation suite au traitement thermique, grâce à la formation de précipités Al2Cu et Mg2Si. Cependant, la plupart des alliages Al-Si ne conviennent pas aux applications à haute température, car leur résistance à la traction et à la fatigue ne sont pas aussi élevées que souhaitées dans la plage de température 230-350 ° C, qui est la plage de températures souvent atteinte dans les composants du moteur automobile en service. Le principal défi réside dans le fait que la résistance des alliages d'aluminium moulé traitable thermiquement diminue à des températures supérieures à ~200 ° C. Les précipités de Mg2Si et Al2Cu qui maintiennent la résistance élevée de l'alliage habituellement grossissent ou se dissolvent à des températures supérieures à 150 ° C, ce qui entraîne une réduction des performances à haute température et par conséquent limite les applications pratiques. La plupart des alliages moulés Al-Si à ce jour sont destinés pour des applications à des températures qui ne dépassent pas environ 230 ° C. La résistance des alliages dans des conditions à haute température est améliorée grâce à l'obtention d'une microstructure contenant des intermétalliques thermiquement stables et résistants au grossissement, ce qui peut être obtenu avec l'addition de Ni. Zr et Sc. Le nickel conduit à la formation d'aluminiure de nickel Al3Ni et Al9FeNi en présence de fer. Tandis que le zirconium lui, forme des particules d’Al3Zr. Ces intermétalliques améliorent la résistance à la température élevée des alliages Al-Si. Certaines améliorations intéressantes ont été réalisées en modifiant la composition de l'alliage de base avec des additions de Mn. Ce qui entraîne une augmentation de la résistance et de la ductilité à la fois, à température ambiante et à haute température. Les principaux effets qui peuvent être obtenus en ajoutant du scandium aux alliages d'aluminium sont le raffinement du grain et le durcissement par précipitation à partir de particules Al3Sc. L'ajout de Zr avec le Sc ce traduit par une amélioration de la résistance d’alliage et la résistance au grossissement des précipités de durcissement dans la microstructure. Les alliages d'Al-Si-Cu-Mg tels que les alliages 354 (Al-9% Si-1,8% Cu-0,5% Mg, en poids) montrent une plus grande réponse au traitement thermique en raison de la présence de Mg et de Cu. Ces types d'alliage présentent d'excellentes valeurs en résistance aux températures basses et hautes. Les ajouts de Zr, Ni, Mn et Sc devraient maintenir la performance de ces alliages à des températures encore plus élevées. La présente étude a donc été réalisée pour étudier les effets des ajouts de Zr, Ni, Mn et Sc, individuellement ou en combinaison, sur la microstructure et les propriétés de traction de l'alliage de fonderie 354 à température ambiante et à haute température (250 °C) en utilisant différentes temps de maintien à la température de test. Nous avons préparé six alliages, en utilisant l'alliage 354 raffiné au Ti 0,2% en poids, comprenant l'alliage R (354 + 0,25% en poids de Zr) considéré comme l'alliage de base ou de référence et cinq autres, à savoir les alliages S, T, U, V et Z contenant diverses quantités de Ni, Mn, Sc et Zr, ajoutés individuellement ou en combinaison. À des fins de comparaison, un autre alliage (L) a été préparé à partir d'alliage 398 (Al-16% Si), rapporté pour donner d'excellentes propriétés à haute température, auxquelles ont été réalisés les mêmes niveaux d'ajouts de Zr et Sc, comme dans l'alliage Z. Des barreaux de traction, en utilisant un moule permanent ASTM B-108, ont été préparés à partir des différents alliages 354. Les barres d'essai ont été traitées par mise en solution, en utilisant un traitement thermique à une étape ou à plusieurs étapes, suivi de la trempe dans l’eau tiède, puis un vieillissement artificiel en utilisant différents traitements de vieillissement (T5, T6, T62 et T7). Le traitement de mise en solution à une étape (ou SHT 1), était établie à une durée de 5 h à 495 °C et le traitement de mise en solution à plusieurs étapes (ou SHT 2), comprenait 5 h à 495 ° C, suivi de + 2 h à 515 ° C et terminé par + 2 h à 530 ° C. Les essais de traction avec les barres d'essai brut de coulé et traités thermiquement ont été effectués à température ambiante à l'aide d'un taux de déformation de 4 x 10-4s-1. Cinq barres d'essai ont été utilisées par composition/condition thermique d'alliage. Dans ce cas, les barres d'essai ont été testées avec ou sans stabilisation préalable pendant 200 h à 250 °C. Les essais de traction à haute température ont été effectués à 250 °C, où les barres d'essai ont été stabilisées pendant 1 h et 200 h à 250 ° C avant l'essai. Les analyses thermiques des différents alliages 354 ont été réalisées pour déterminer la séquence de réactions et de phases formées lors de la solidification dans des conditions de refroidissement proches de l'équilibre. Les principales réactions observées comprenaient la formation du réseau dendritique α-Al à 598 °C, suivie de la précipitation de la phase eutectique Al-Si et la phase β-Al5FeSi post-eutectique à 560°C; la phase Mg2Si et la transformation de la phase βen phase π-Al8Mg3FeSi6 à 540 °C et 525 °C; et enfin, la précipitation de Al2Cu et Q-Al5Mg8Cu2Si6 presque simultanément à 498 °C et 488 °C. En raison du faible taux de solidification des pièces moulées durant l’analyse thermique et d'une teneur en Zr de 0,25% en poids, tous les alliages contenant du Zr sont situés dans la région L + Al3Zr du diagramme de phase Al-Zr pendant l'étape de fusion. Trois réactions principales sont détectées avec l'addition de Ni, c'est-à-dire la formation de phases AlFeNi, AlCuNi et AlSiNiZr. De plus grandes tailles de particules de phase AlFeNi et AlCuNi sont observées dans l'alliage T avec sa teneur en Ni supérieure de 4% en poids, par rapport à celles observées dans l'alliage S à 2% de teneur en Ni. L'ajout de Mn dans l'alliage U contribue à réduire les effets néfastes de la phase β-fer en le remplaçant par les phases intermétalliques du fer en forme script chinoise et de boues α-Al15(Fe,Mn)3Si2. Les phases intermétalliques du Sc observées dans cette étude apparaissent sous deux formes différentes: (Al, Ti) (Sc, Zr) et (Al, Si) (Sc, Zr, Ti). Avec l'utilisation du traitement en solution multi-étapes - impliquant des températures de solution plus élevées et des durées plus longues, une quantité accrue de fusion initiale devrait se produire. Le grossissement des particules de Si est également observée; les particules plus grandes augmentant aux dépens des plus petites. Des particules primaires de Si sont observées dans la microstructure de l'alliage hypereutectique L avec sa teneur élevée en Si de 16% en poids. Les données de traction ont montré que l'UTS et le pourcentage d'allongement des alliages R, S, T, U, V et Z augmentaient avec le traitement thermique de mise en solution à une étape par rapport à l'état brut de coulé. Le traitement thermique de mise en solution multi-étapes a montré des propriétés de traction plus élevées que celles obtenues avec le traitement SHT 1. L'utilisation du traitement T62, en incorporant le traitement en solution SHT 2, permet une dissolution maximale des phases de cuivre dans les multi-étapes du traitement de mise en solution, ce qui entraîne une amélioration maximale pour les UTS et YS. Sans stabilisation, les traitements T6 et T62 fournissent les meilleures améliorations pour les valeurs UTS et YS de tous les alliages. Les meilleures propriétés de traction des alliages testés à température ambiante après stabilisation à 250 °C pendant 200 h, sont obtenues avec le traitement thermique T6. Après le traitement T62, l’alliage U (contenant 0,75% en poids de Mn + 0,25% en poids de Zr) a montré l'augmentation maximale des valeurs UTS et YS. L'ajout d’élément d'alliages tel que Zr, Ni, Mn et Sc à un alliage 354 (Al-Si) améliore les propriétés de traction à haute température. L'alliage S (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) et l'alliage U (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) se comportent mieux en cas de conditions à haute température, avec une stabilisation d'une heure à 250 °C. Après 200 heures de stabilisation à 250 °C, la résistance des alliages traités avec T6 est considérablement réduite tandis que la ductilité augmente, l'alliage R représentant le pourcentage d'allongement le plus élevé, ~19%, suivi de l'alliage Z avec une ductilité de ~16%. La réduction de la résistance peut être attribuée à l'adoucissement de l'alliage, qui se produit après un aussi long temps de stabilisation à la température de test élevée. Bien que l'alliage L traité avec T6 affiche de bonnes valeurs de résistance, par rapport aux alliages 354 aux mêmes conditions de test à haute température, sa ductilité est de ~2,45% par rapport à l'alliage S qui produit une résistance à la traction similaire mais a une ductilité de ~6,5%. La réduction de la résistance peut être attribuée à l'adoucissement de l'alliage qui se produit après un si long temps de stabilisation à la température de test élevée.

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

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

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

La présente étude a été réalisée en vue d'enquêter sur l'influence d'un certain nombre de paramètres métallurgiques sur les propriétés de traction et les indices de qualité de deux alliages de fonderie à haute résistance Al-9%Si, à savoir les alliages 354 et 359, contenant respectivement 1,8% Cu-0.5 % Mg et 0,5% Mg. Ces alliages ne sont que très peu utilisés par les fondeurs malgré le fait qu'ils sont prometteurs dans plusieurs domaines d'applications d'ingénierie en raison de leur résistance supérieure. Afin de valider leur utilisation dans des applications industrielles, une solide base de données a été créée grâce à la présente étude. De plus, une corrélation entre les propriétés de traction, les indices de qualité et les paramètres métallurgiques les plus communs affectant et contrôlant les propriétés de ces alliages a été réalisée. Les variables étudiées sont notamment le niveau de fer, la teneur en cuivre, le niveau de magnésium, la teneur en strontium, le taux de solidification, les températures et les temps des traitements thermiques (mise en solution et le vieillissement). Les chartes d'indice de qualité ont été utilisées comme outil d'évaluation pour sélectionner les conditions optimales à appliquer dans afin de développer une résistance élevée et une qualité optimale des alliages de fonderie 354 et 359. Une analyse des résultats montre que l'addition de fer a des effets délétères sur la force et la qualité des alliages 354 et 359. Ces effets sont liés à la taille et à la morphologie des phases contenant du fer, en particulier les phases jS-AlsFeSi et T-AlgMgsFeSié. L'addition de cuivre aux alliages de type 359 joue un rôle important dans l'amélioration de la résistance, cette amélioration se produit cependant au détriment de la ductilité et ainsi une faible influence sur l'indice de qualité est noté. L'ajout jusqu'à 0,6% de magnésium à l'alliage 359 améliore considérablement la résistance sans affecter l'indice de qualité. L'augmentation du niveau de Mg au-delà 0,6% se traduit par une légère augmentation de la résistance de l'alliage avec une réduction notable de la ductilité et de l'indice de qualité due à la formation d'une fraction volumique importante de la phase Pi-Al8Mg3FeSi6. Un taux de solidification rapide améliore les propriétés de traction et les indices de qualité des deux alliages 354 et 359. L'amélioration de ces propriétés des indices de qualité sont liés à l'amélioration des caractéristiques des microstructures qui accompagne le taux de solidification rapide, à savoir: le raffinement de la structure dendritique (c'est à dire une fine DAS), la modification des particules de silicium eutectique, la réduction du niveau de porosité et de la taille des pores, la réduction de la taille et de la fraction volumique des phases intermétalliques formées. Une augmentation de la température de mise en solution améliore la résistance et la qualité des pièces moulées par rapport à la condition telle que coulée. Conformément à ces constatations, les températures maximales sécuritaires de mise en solution de 520°C et de 537°C sont respectivement recommandées pour le traitement thermique de pièces moulées pour les alliages 354 et 359 afin de produire une résistance et un indice de qualité optimaux. Une mise en solution à ces températures produit un certain nombre des11 changements bénéfiques dans la microstructure ce qui se traduit par une amélioration importante de la résistance et de l'indice de qualité. Une mise en solution à des températures supérieures à 525°C entraîne la fonte naissante des phases AlaCu dans les alliages 354 et la formation d'un niveau élevé de porosité lors du retrait des pièces coulées après trempe. En conséquence de la fonte naissante, les particules de silicium dans la microstructure montrent une morphologie polygonale dans les régions où la fonte de la phase Al2Cu s'est produite. Une augmentation du temps de mise en solution améliore encore les propriétés de traction et les valeurs de l'indice de qualité des alliages 354 et 359. Douze heures a été jugé comme temps optimal pour le traitement thermique des pièces coulées. Le temps de mise en solution nécessaire pour obtenir des propriétés de traction et des indices de qualité spécifiques pour les alliages 354 et 359 non modifiés peut être raccourci en modifiant ces alliages avec le strontium. Toutefois, l'effet bénéfique de l'addition du Sr sur la réponse des alliages 354 et 359 diminue à mesure que le temps de mise en solution augmente. Un vieillissement à 155°C permet de produire une plus grande résistance et un indice de qualité optimal pour les deux alliages 354 et 359 par rapport à un vieillissement à des températures plus élevées. Le pic de résistance observée pour les alliages 354 et 359 peut être atteint après un temps de vieillissement plus court, à condition que la température de vieillissement soit accrue. Les temps de vieillissement nécessaire pour atteindre la résistance maximale pour l'alliage 354 sont de 72 heures, 40 heures, 8 heures, 1 heure et 15 minutes à des températures de vieillissement de 155°C, 170°C, 195°C, 220°C et 245°C respectivement, tandis que les temps de vieillissement nécessaires pour atteindre la résistance maximale dans l'alliage 359 sont de 32 heures, 24 heures, 1 heure, 30 minutes et 10 minutes respectivement, aux mêmes températures de vieillissement. Un traitement de vieillissement à haute température est accompagné d'une réduction des propriétés de traction et de la valeur de l'indice de qualité. D'autre part, ce traitement introduit aussi la possibilité de réaliser des gains économiques importants en diminuant le temps et le coût du traitement. Un vieillissement à basse température (Î55°C) produit des précipités fins et denses ayant un espacement plus petit entre les particules, tandis qu'à une température plus élevée (245 °C par exemple), les précipités sont moins denses, leur taille est plus grossière et ceux-ci sont dispersés plus largement dans la matrice. II a été observé que les alliages 354 ont affichés des niveaux de résistance plus élevés, comparé aux alliages 359 et ce, pour tous les traitements de vieillissement. Cependant, cette haute résistance a été obtenue au détriment de la ductilité, entraînant de légères variations dans les valeurs de l'indice de qualité des pièces coulées à partir de l'alliage 354. Les chartes des indices de qualité développées dans le cadre de cette recherche facilitent l'interprétation et l'évaluation des propriétés de traction des alliages 354 et 359 en vertu d'une variation des éléments d'alliage ajoutés, de la solidification et des conditions de traitement thermique étudiées. L'utilisation de ces chartes pour l'interprétation desm propriétés en traction fournit un moyen précis et logique pour déduire l'influence de ces paramètres métallurgiques sur ces alliages. Basée sur les chartes de qualité développées, il est possible de faire une sélection précise des conditions les plus appropriées requises pour obtenir le meilleur compromis possible entre la résistance d'un alliage, son indice de qualité et le coût de production.

Les alliages en aluminium sont en voie de devenir un matériau important dans la fabrication des pièces d'automobiles. Cette recherche a pour but d'étudier la capacité de l'alliage en aluminium de remplacer l'acier dans la fabrication des bras de contrôle de suspension des automobiles. La pièce en aluminium est conçue par des logiciels de modélisation et simulation utilisant la méthode ESO (Evalutionary Structural Optimization) qui permettent d'optimiser la forme et le poids de la pièce sous différents paramètres de contrainte. La résistance mécanique et les vibrations subis par les bras de suspension seront aussi analysées. Finalement, les résultats seront comparés avec les performances de l'acier.