Des essais préliminaires industriels de forgeage et de nettoyage du lubrifiant à la soude caustique effectués sur des lopins coulé-homogénéisé avaient soulevé certaines interrogations sur la résistance à la corrosion de ce nouveau matériau comparativement au matériel extrudé traditionnellement utilisé. Cette étude en corrosion a pour objectif principal d'assurer la qualité et la possibilité d'utiliser ce matériel comme base pour l'industrie du forgeage. Le comportement en corrosion de l'alliage d'aluminium AA6082 a été étudié par l'utilisation de méthodes comparatives entre le matériel coulé-forgé et extrudé-forgé dans différents états métallurgiques (-T6). La conclusion majeure de cette étude révèle que la différence de susceptibilité en corrosion des deux matériaux n'est pas suffisamment significative pour favoriser un impact négatif sur les produits finaux de forgeage. Une investigation métallurgique avant et après le forgeage a permis d'identifier des patrons spécifiques de microstructures et des différences chimiques entre les matériaux de base. Cette analyse microstructurale met en perspective deux matériaux qui pourraient avoir des affinités différentes pour le forgeage et leur comportement en corrosion, surtout avec la présence de couches spéciales en surface. Le matériel coulé présente une structure ayant des grains équiaxes et une couche de ségrégation enrichie d'éléments d'alliages tandis que le matériel extrudé expose une structure fibreuse ayant une couche périphérique de gros grains recristallisés. La texture microstructurale allongée pour le matériel coulé-forgé se transforme en une fine microstructure après le traitement thermique -T6. Cette même étape produit des résultats opposés pour le matériel extrudé-forgé en révélant une recristallisation statique qui engendre une structure grossière à gros grains. Les trois essais caractéristiques en corrosion sur l'alliage d'aluminium AA6082 ont démontré de légères variations concernant les résultats de dégradation mais pas suffisamment pour distinguer un matériel plus résistant que l'autre. L'acquisition des courbes électrochimiques OCP a montré que le temps nécessaire pour atteindre l'état d'équilibre dans le domaine passif du matériel coulé-forgé était plus long que celui extrudé- forgé après 24 heures d'immersion dans une solution de 3.5% m/v de NaCI. Des essais de polarisation anodique ont permis d'identifier un potentiel de piqûration (Epit) entre -0.63 à -0.54 V/SCE pour toutes les conditions métallurgiques. Le matériel coulé a affiché un phénomène de piqûration continu après avoir atteint le potentiel critique Epit. Par contre, ce même matériel semblait avoir une résistance légèrement supérieure à la piqûration en affichant un potentiel plus noble équivalent à -0.54 V/SCE. Les analyses de microscopie optique sur les spécimens corrodés ont dévoilé un patron de petites piqûres de forme ronde et uniforme pour le matériel coulé-forgé et un aspect asymétrique avec quelques larges piqûres de corrosion pour le matériel extrudé-forgé. L'analyse d'image quantitative par le logiciel CLEMEX sur les spécimens corrodés par brouillard salin a révélé une surface moins affectée du matériel extrudé-forgé sans traitement thermique comparativement à celui coulé-forgé (13.46% coulé-forgé vs 6.77% extrudé-forgé). Après traitement -T6, les deux matériaux de base ont obtenu des résultats similaires du pourcentage d'aire corrodé (3.62% vs 3.68%). Aucune variation significative en résistance à la fatigue-corrosion n'a été décelée sur les deux types de matériel de base. Dans l'air, les courbe S-N ont affiché deux tendances qui caractérisent chacun des matériaux. Le matériel coulé- forgé a obtenu une meilleure résistance à la fatigue avec de faibles contraintes appliquées, tandis que le matériel extrudé-forgé a révélé une résistance accrue à la fatigue durant l'imposition de contraintes sévères. L'ajout d'un environnement corrosif autour des spécimens a eu comme effet d'abaisser la durée de vie en fatigue d'un facteur 1x10^3 pour les deux matériaux. L'analyse macroscopique des ruptures a révélé un faciès granuleux et plat pour les échantillons appartenant au matériel coulé-forgé comparativement à d'importantes zone de clivage pour les surfaces du matériel extrudé-forgé. Plusieurs spécimens de fatigue corroboraient la présence d'un mécanisme de propagation par striation avec bandes de cisaillement persistantes. Le facteur additif de corrosion a joué un rôle d'adoucissement des stries de fatigue pour les deux matériaux de forgeage.

En plus de réduire le poids des véhicules et de diminuer la consommation de carburant et les émissions polluantes, les efforts de recherche en cours dans l'industrie automobile ont été axées sur l'amélioration des performances à haute température des composants clés du moteur en particulier en ce qui concerne la préservation des propriétés mécaniques des alliages d'aluminium moulés utilisés dans ces composants à des températures de 200°C à 300°C. L'utilisation de nickel et de zirconium comme éléments d'ajouts pour accroître la résistance à haute température dans ces alliages est basée sur la formation des précipités de A^Ni et A^Zr reconnus pour leur stabilité à des températures élevées, ces particules sont en mesure de mieux supporter le survieillissement à des températures plus élevées que les précipités de A^Cu et Mg2Si normalement présents dans les alliages d'aluminium moulés. L'objectif principal du présent travail de recherche était de déterminer les effets des ajouts mineurs de nickel et de zirconium, ainsi que des dispersoïdes AI2O3 et SiC, sur la résistance à haute température des alliages de fonderie 354. Des expérimentations basées sur l'analyse thermique ont été menées pour acquérir une compréhension des principaux constituants de la microstructure des alliages, tels que les phases intermétalliques et les précipités, ainsi que leur évolution au cours du vieillissement à différentes températures et temps, à savoir 155°C, 170°C, 190°C, 240°C , 300°C et 350°C pendant des périodes allant de 2 à 100 heures. Les propriétés de traction des échantillons tels que coulés et traités thermiquement ont été déterminées à température ambiante et à haute température (190°C, 250°C, 350°C) pour les alliages sélectionnés/conditions basées sur les résultats obtenus des tests à température ambiante. Les échantillons ont été produits dans une moule permanent métallique ASTM-B108. Les résultats des essais de traction ont été examinés en terme des caractéristiques microstructurales des alliages correspondants, afin d'analyser et de comprendre les principaux paramètres impliqués dans le renforcement de l'alliage 354 à des températures élevées. Les résultats montrent que, comme pour l'alliage 319 qui présente des réactions associées à de phases contenant du Cu, l'alliage 354 présente des réactions bien définies à des températures inférieures à 500°C liés aux phases contenant du Cu. Le zirconium réagit seulement avec Ti, Si et Al. Les phases intermétalliques riches en Zr observées dans cette étude se présentent sous deux formes différentes: la phase (Al, Si)2(Zr, Ti) contenant une forte teneur en silicium et ayant la forme d'un bloc, et la phase (Al, Si)3(Zr, Ti) contenant une forte teneur en d'aluminium et ayant la forme d'une aiguille. Il n'y a pas d'empoisonnement observable dans l'affinage de la taille des grains après l'addition de Zr dans les alliages étudiés comme cela a été observé dans les microstructures des échantillons d'analyse thermique obtenues à haute vitesse de refroidissement, pour les alliages contenant du Zr et Ti. Les expériences d'analyse thermique réalisées à la haute vitesse de refroidissement, à savoir 4°C sec-1, ont révélé la présence d'une réaction dans la gamme de température de 667-671°C, qui semble être liée à la précipitation de la phase riche en Zr, qui n'était pas possible d'observer à faible vitesse de refroidissement de 0,35 °C sec-1. L'utilisation des graphiques d'indice de qualité est une méthode jugée satisfaisante pour la présentation des résultats des essais de traction, et pour évaluer les effets des ajouts de Ni, Zr et des micro-particules (AI2O3, SiC) à l'alliage de base, ainsi qu'une évaluation des conditions de traitements thermiques appliqués aux sept alliages de type 354 étudié en relation avec lesdites propriétés. À partir des graphiques d'indice de qualité construits pour ces alliages, l'indice de qualité atteint les valeurs minimales et maximales, 259 MPa et 459 MPa, pour les conditions tel que coulé et mise en solution, ainsi que les limites d'élasticité maximales et minimales observées sont de 345 MPa et de 80 MPa, respectivement, dans toute la série de vieillissement. L'ajout de faible pourcentage de micro-oxydes/carbures (0.5%) à l'alliage 354 n'a pas amélioré les propriétés de traction, mais favorise l'apparition de défauts tels que la ségrégation des micro-particules et la porosité, qui diminue les propriétés de traction. Une diminution des propriétés de traction de 10% par l'ajout de 0,4% de nickel est attribuée à la relation entre le nickel et le cuivre qui interfère avec la formation de précipités A^Cu. La phase aiguille (Al,Si)3(Zr,Ti) est l'élément principal dans les microstructures des échantillons de traction des alliages avec des additions de Zr. La réduction des propriétés mécaniques causée par l'addition de différents éléments est attribuée principalement à l'augmentation du pourcentage des intermétalliques formés lors de la solidification; ces particules agiraient comme des concentrateurs de contraintes diminuant la ductilité des alliages. Les résultats des essais de traction à température ambiante montrent une légère augmentation (10%) dans les alliages avec Zr et Zr/Ni, en particulier à des températures de vieillissement supérieures à 240°C. Le principal effet de l'addition de Zr est une réduction drastique de la taille des grains, de -40%, à comparer à l'alliage de base, plutôt que d'accroître les propriétés mécaniques à température ambiante. L'ajout de Zr et Zr/Ni augmente les propriétés de traction à température élevée, en particulier pour les alliages avec 0,2% Zr et 0,2% Ni, lesquels augmentent de plus de 30% les propriétés en traction à 300°C par rapport à l'alliage de base. En résumé, les meilleures propriétés de traction à haute température apparaissent pour l'alliage contenant 0,2% Zr +% 0.2% Ni à la condition telle que coulée.

Deux des alliages d'aluminium les plus utilisés dans les industries de l'automobile et de l'aéronautique sont le 396 et le 319, ce qui s'explique par leur facilité à les mettre en forme et de leur habileté à rencontrer les standards de performances mécaniques du fait que la majorité de la matière première provient du recyclage. Ces alliages, 396 et 319, qui appartiennent au système Al-Si-Cu sont généralement traités thermiquement de façon à obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. L'excellente coulabilité et les bonnes propriétés mécaniques des alliages Al-Si-Cu-Mg ont fait d'eux des choix populaires pour les applications industrielles. L'usinage est un procédé courant connu pour l'enlèvement de matière sous forme de copeaux à partir d'une pièce, et il est aussi l'un des plus importants de la fabrication. La réduction du temps d'usinage et l'augmentation de la durée de vie des outils de coupe ont une importance économique. Les essais d'usinage réels sont indispensables pour déterminer les caractéristiques d'usinabilité des alliages et, par conséquent, les essais d'usinage sont devenus une activité essentielle. La présente étude a été entreprise pour étudier les effets de la composition et le type d'outils de forage sur l'usinabilité des alliages de fonderie Al-Si, à savoir 396 et B319.2 dans l'état traité thermiquement, contenant 10,8% de Si et de 7,5% Si, respectivement, en utilisant quatre différentes forets. Ainsi, un traitement thermique spécifique T6 a été choisi pour établir le niveau de dureté des alliages étudiés dans la plage de 110 ± 10 BHF, conforme à la plupart des niveaux de dureté des applications commerciales des alliages d'aluminium. Les opérations d'usinage de forage ont été conçus pour être effectués dans des conditions fixées en vue d'examiner les éléments suivants: (i) les effets des intermétalliques de fer à savoir a-Fe, P-Fe, et « sludge », ainsi que ceux des éléments de décolletage , tels que Sn, sur l'usinabilité des alliages sélectionnés; (ii) la force de forage, le moment et l'accumulation de chaleur (BUE), ainsi que les caractéristiques des copeaux, (iii) les effets de la composition des outils sur la durée de vie et sur l'usure des outils, et (iv) une évaluation des quatre forets pour savoir lequel fournit une meilleure performance en ce qui concerne les forces de forage et de moments, de manière à obtenir des combinaisons d'usinage optimale. Les essais de forage ont été effectués sur un Huron K2X 8 Five centre d'usinage vertical à des conditions d'usinage fixes, qui comprennent la vitesse de coupe, la vitesse de pénétration, la profondeur du trou, la géométrie de l'outil, la composition de l'outils et le lubrifiant pour étudier les effets du forage sur l'usinabilité des alliages de fonderie Al- Si à savoir G2: 396 + 0,15%Sn, G3: 396 + 0,25%Fe + 0,25%Mn, et G12: B319.2 + 0,15%Sn dans l'état traité thermiquement. Les quatre forets employés sont de type : « Solid Carbide », « Special Solid Carbide », « Cobalt Grade » et « High Precision Solide Carbide ». Il convient de mentionner ici que les critères pertinents usinabilité se rapportent aux forces et moments de coupe ainsi qu'à la durée de vie des outils, la configuration des copeaux et l'arête rapportée (BUE) évolution. Les résultats obtenus à partir des essais de forage indiquent que le foret « High Precision Solid Carbide » a obtenu les plus faibles forces et moments de forage pour les essais avec les alliages G2 et G3; alors que pour l'alliage G12 le foret « Cobalt Grade » a obtenu les plus faibles forces et moments de forage. Le foret « High Precision Solid Carbide » affiche un comportement stable lors du perçage et il est recommandé pour les alliages G2 et G3. Également, le foret au cobalt est recommandé pour l'alliage G12. Les résultats révèlent que les alliages G2 et G3 présentent une augmentation rapide des forces et moments de forage à mesure que le nombre de trous percés augment. Cela peut s'expliquer par leur teneur plus élevée en Si (10,8%). Les différences de comportement d'usinage des alliages 396 et B319.2 peuvent être attribuées principalement aux différences de dureté de la matrice, de composition des alliages obtenus au moyen d'ajouts et de niveau de silicium qui est de 10,8% pour les alliages G2 et G3 et de 7.5% pour G12. L'addition de 0,15% de Sn aux alliages 396 et B319.2 a un effet bénéfique sur la durée de vie des quatre foret en carbure, ce qui peut être attribuée à la précipitation des particules de la phase P-Sn ayant un faible point de fusion. La présence de « sludge » dans l'alliage G3 avec des ajouts de 0,25%Fe et 0,25%Mn, conduit à une augmentation extrêmement rapide des forces et moments de forage, et a également un effet défavorable sur la durée de vie des outils laquelle diminue avec le nombre de trous percés et présente plus de variations dans l'ensemble des résultats obtenus. L'examen des photographies de l'arête rapportée indique qu'il y a un minimum de changements dans la largeur de la BUE pour différents nombres de trous dans le cadre du processus de forage pour chaque alliage et foret. Ceci peut être attribué au fait que les dépôts de BUE va progressivement augmenter en taille et qui, si elle excède une taille critique, se sépare de la face de coupe et d'adhérer à la surface inférieure des copeaux. Un examen visuel des copeaux révèle que la forme d'éventail est de loin la forme prédominante au cours du forage des alliages étudiés, aussi, la forme d'éventail est idéale pour la plupart des applications de forage en raison de sa taille compacte. La fragmentation de copeaux provenant du foret au cobalt a été supérieure à celle des forets « Special Solid Carbide » et « High Precision Solid Carbide » pour les alliages G2, G3 et G12.

Ces dernières années, les composites à matrice métallique (CMM) AI-B4C ont été de plus en plus utilisés comme composants absorbeur de neutrons dans l'industrie nucléaire. Au cours des procédés de fabrication, le processus de déchets de la fonderie et des procédés de transformation (extrusion et de laminage) peut atteindre 50 à 60% du total des matériaux produits. Alors, la nécessité de recycler les composites à matrice métallique AI-B4C devient plus urgent d'atteindre les objectifs environnementaux et de réduire le coût de production. La refusions est une méthode prometteuse de recyclage des rebuts de fabrication en raison de sa simplicité. Pour le processus de coulée de métal liquide, une bonne fluidité est une condition nécessaire afin que les matériaux soient recyclé en utilisant la méthode de refusion. Les caractéristiques de renfort, tels que la taille, la forme et la fraction volumique de particules de céramique ont un effet direct sur la fluidité de composites à base d'Al. En outre, les agglomérats de particules, les ségrégations et dispersion des particules, la présence de films d'oxyde, et l'apparition de la réaction induite par des particules influence les comportements fluidifiant du composite liquide. L'étude présentée dans ce mémoire porte sur l'évolution de la fluidité de rebuts d'Al-B4C recyclés. Dans ce projet, l'évolution de la fluidité des billettes coulées et et des plaques extrudées du composite Al-10 vol.% B4C, ainsi que lingots et tôles laminées du composite Al-16 vol.% B4C est étudiée par des tests de fluidité sous vide. Afin de comprendre les différents matériaux, une évolution micro structurales des matériaux d'origine, des échantillons prélevés des creusets, ainsi que des échantillons de fluidité avec le temps de maintien est analysé par des microscopes optique et électronique. La morphologie et la distribution des particules de B4C, ainsi que les produits de réaction dans ces échantillons sont quantitativement caractérisées par d'analyseur d'images. De plus, l'influence de la microstructure sur le comportement fluidifiant de ces matériaux est discutée. En outre, les méthodes de caractérisation micro structurale des composites Al- B4C sont développées et présentées dans ce travail de recherche. Les méthodes ont été appliquées avec succès pour décrire et analyser quantitativement la fraction volumique des particules, la distribution, l'agglomération des particules et la fraction volumique effective. En général, les techniques d'analyse d'images sont introduites pour des mesures quantitatives ultérieures sur des particulesII distinctes. Un paramètre d'homogénéité P appropriées pour la caractérisation de l'homogénéité de distribution est proposé être le rapport de la variance de la distribution des zones de cellules sur la variance correspondantes obtenues à partir d'une distribution aléatoire des particules avec la même quantité de particules. Les agglomérats de particules sous forme de clusters et réseaux induite par les films d'oxyde sont identifiés. Et la fraction volumique effective des particules est introduite afin de refléter la résistance à l'écoulement de la ségrégation et l'agglomération dans une microstructure CMM. Les résultats montrent que la fluidité des composites a matrice métallique AA6063-10vol.% B4C, coulées ou extrudées diminue quel l'augmentation du temps de maintien. La baisse de la fluidité des billettes coulées est beaucoup plus rapide que celle des plaques extrudées au cours de la période de maintien du métal liquide (8.5 h). Les microstructures des matériaux de récupération, en forme de billettes et de plaques extrudées, sont très différentes. L'extrusion peut considérablement améliorer l'uniformité de la microstructure. On croit que cette différence microstructure à une influence significative sur les particules et sur le comportement à l'écoulement du composite refondu. Au cours de la refusions et de maintien, la distribution des particules solides des billettes coulées devient plus mauvais que celle des plaques extrudées, séchant que les particules issues des réactions s'attachent et se rapprochent particules B4C, le qui indique une forte tendance à former des agrégats. Alors, cela provoque une diminution rapide de la fluidité. D'autre part, les plaques extrudées (rapport d'extrusion: 22:1) montrent une distribution plus uniforme des particules et moins agglomérats des particules, ce qui induit un maintien d'une bonne fluidité. Dans les composites a matrice métallique AA1100-16 vol.% B4C, la fluidité des tôles laminées est légèrement plus élevé que celle de l'lingot coulés au début de la refusions. Avec le temps de maintien, la fluidité des tôles laminées et lingots coulés diminuait de façon significative. Lors du prolongement du temps de jusqu'à 150 min, la fluidité des tôles laminées est plus ou moins la mêmes que celle les lingots coulés. Au début de refusions, les tôles laminées ont montre une meilleure homogénéité de la répartition des particules, que les lingots coulés en raison de l'effet de l'uniformité de la déformation par laminage. Le pendant, en raison d'une sévère déformation du laminage à chaud (97% taux de réduction), la couche protectrice TiB2 autour des surfaces B4C dans les tôles laminées est sérieusement endommagée. Avec une longue période de maintien, la fraction volumique effective des tôles laminées augmente plus rapidement du à une sévère réaction interraciale et une tendance à l'agglomérat des particules. En conclusion, cela conduit à une rapide détérioration de la fluidité au cours de la période de maintien.

Le besoin de combler le vide entre les procédés de coulé et d'usinage donne de bonnes raisons d'examiner les nombreux aspects affectant l'usinabilité des alliages de fonderie Al-Si. Les alliages quasi-eutectiques sont, parmi les alliages Al-Si, les plus difficiles à usiner, puisque les particules de la phase Si sont environ 10 fois plus dures que la matrice d'aluminium, lesquelles expliquent pourquoi les outils de coupe s'usent prématurément. Toutes ces difficultés nécessitent une meilleure compréhension des effets de la microstructure sur l'usinabilité de ces alliages. Ce travail a été mené dans le but d'étudier un nouvel alliage expérimental appartenant au groupe des alliages de fonderie Al-Si quasi-eutectique contenant environ 10,8%Si, à savoir l'alliage 396. Suite à ce qui a été soulevé, l'objectif principal de se travail est de rapporter les changements des critères d'usinage résultant des effets des intermétalliques de fer, à savoir a-Fe, /?-Fe et « sludge »; de deux niveaux de Cu, à savoir 2,25 et 3,5%; et de deux niveaux de Mg, à savoir 0,3 et 0,6%. De plus, les effets des alliages sans Mg et modifiés au Sr ont également été étudiés en plus des effets des éléments de décolletage tels que Sn, Bi et Pb. Le traitement thermique T6 a été sélectionné pour établir le niveau de dureté des alliages étudiés à l'intérieur d'une plage de 110± 10 BHN, conforme à la plupart des niveaux de dureté pour les applications commerciales des alliages d'aluminium. La mesure de la dureté a été faite directement sur les blocs d'usinage pour assurer que les échantillons possèdent le niveau de dureté requis. Tous ces alliages ont également été testés mécaniquement de façon à obtenir une compréhension des effets des additifs sur les propriétés mécaniques de tractions pour les mêmes conditions appliquées aux blocs de test d'usinage. Les tests d'usinage ont été faits sur une machine d'usinage horizontale haute vitesse Makino A88E sous des conditions fixes lesquelles incluent la vitesse de coupe, la vitesse d'avance, la longueur de la coupe, la géométrie de l'outil, le matériau de l'outil ainsi que le liquide de refroidissement. Les critères d'usinage observés sont les forces et les moments total de coupe, la durée de vie de l'outil en termes de nombre de trous percés ou taraudés jusqu'au bris de l'outil, la morphologie des copeaux et l'arête rapporté (BUE). Les résultats démontrent que la présence de « sludge » sous la forme de points durs a un effet sur la force de coupe et la durée de vie de l'outil qui est réduite de moitié par rapport à l'alliage de base. La formation de la phase a-Fe dans l'alliage Ml a un effet bénéfique sur la durée de vie de l'outil, ainsi cet alliage est celui qui donne le plus grand nombre de trous percés comparativement aux alliages contenant le « sludge » ou /?-Fe; ces résultats pourraient être expliqués par le fait que la formation des intermétalliques a-Fe avec leur morphologie de scripts chinois arrondis et de leur présence à l'intérieur des dendrites a-Al améliore l'homogénéité de la matrice par un durcissement des dendrites. L'augmentation du fer de 0,5% à 1% dans l'alliage 396-T6 contenant 0,5% Mn produit une amélioration distincte de l'usinabilité en termes de force de coupe et de durée de vie de l'outil. Lors des tests de taraudage, il a été trouvé que les outils en acier rapide sont considérablement plus sensibles aux phases intermétalliques de fer que les outils en carbure11 utilisés pour le perçage L'ajout de Fe ou de Mn semblent avoir aucun effet sur l'arête rapporté (BUE) et sur la morphologie des copaux comparativement à l'alliage de base. L'augmentation des niveaux de Cu ou de Mg dans l'alliage 396-T6 ont tous des effets nuisibles sur la durée de vie du foret. Cette réduction de la durée de vie du foret pourrait être attribuée à la formation d'une grande quantité de blocs de la phase A^Cu et à la formation de plaques épaisses de la phase Al-Si-Cu-Mg. L'alliage expérimental sans Mg affiche les plus faibles force et moment de coupe en plus de produire le plus grand nombre de trous de tous les alliages étudiés. Cette observation pourrait être expliquée par une précipitation combinée des phases durcissantes AI2CU, Mg2Si, Al2CuMg et AlsSiôQ^Mgg dans les alliages contenant du Mg lesquels confèrent une plus grande résistance à l'alliage que la précipitation seule de la phase AI2CU de l'alliage sans Mg. Une comparaison entre l'alliage modifié et non-modifié (contenant les mêmes niveaux de Mg et de Cu) en terme de nombre de trous percés, révèle que la morphologie des particules de Si a un effet sur la durée de vie de l'outil. L'ajout de petites, mais efficaces, quantités d'éléments de décolletages aux alliages de fonderie Al-Si améliore considérablement l'usinabilité de ces derniers. L'alliage contenant du Sn a un effet sur la durée de vie des forets en carbure et des tarauds en acier rapide. D'un autre côté, les alliages contenant du Bi mènent à un grossissement des particules de Si eutectique résultant à une détérioration de la durée de vie de l'outil. L'ajout simultané d'une petite quantité de deux ou de plusieurs éléments insolubles dans l'aluminium a un plus grand effet sur l'usinabilité en termes de réduction de la force et du moment de coupe que les ajouts individuels de chaque élément. L'ajout de Pb, Bi et Sn semble n'avoir aucun effet sur la formation de l'arête rapporté (BUE) ou sur la morphologie des copeaux excepté que l'alliage contenant du Bi montre un légère tendance à réduire la formation de l'arête rapporté (BUE) et il produit également des copeaux en forme d'éventail plus petit que ceux observés pour les alliage sans Bi. Un examen visuel des copeaux révèle que la forme d'éventail est de loin la forme prédominante pendant le perçage, de plus elle est considérée comme la forme idéale pour beaucoup d'application de perçage. La fragmentation des copeaux des alliages contenant la phase AbCu était supérieure à celle des alliages contenant la phase Mg2Si. Ainsi, l'addition combinée de Cu et de Mg devrait raffiner davantage la taille des copeaux produits. L'examen des forets usés a montré que le maximum d'usure prend place au coin extérieur de l'arête du foret, alors qu'un minimum d'usure se produit à, ou près de, la pointe du foret. Lorsque les coins du foret sont arrondis, le foret colle à la pièce et se brise si le procédé de coupe n'est pas arrêté à temps. Pour les tests de taraudage, le principal mécanisme d'usure observé est l'adhésion, même si une certaine abrasion pourrait se produire lors du taraudage des alliages contenant le « sludge » et le Bi. La rupture se produit fréquemment dans la patrie chanfreinée du taraud puisqu'elle génère une majeure partie de la force résultante, en raison de la plus grande section de copeaux apparentée aux dents du chanfrein.

Les alliages d'aluminium gagnent un peu plus de terrain comme matériaux de premier choix et plus particulièrement dans les industries du transport où le rapport résistance mécanique/poids est de première importance. L'activité croissante dans le recyclage des automobiles usées en vue de diminuer les coûts de production conduit à la contamination du métal produit par le fer provenant des équipements de fonderie et du métal recyclé. Ce fer qui ne peut être immédiatement retiré de l'aluminium liquide par les méthodes conventionnelles de traitement en fonderie rend la production industrielle des alliages à faible teneur en fer cher et limite l'utilisation de ces derniers. L'alliage d'aluminium B206 dont la composition nominale maximise à 0.1% la teneur en fer rentre dans cette catégorie. L'objectif principal de ce travail de recherche était donc d'augmenter la teneur en fer dans cet alliage sans conséquences fatales sur les propriétés mécaniques afin qu'il puisse être produit par recyclage et devenir compétitif par rapport à son prix. Ceci à été fait en neutralisant le fer par le silicium et réalisé en étudiant l'influence des additions de fer et de silicium sur la solidification, la fissuration à chaud, et les propriétés mécaniques des alliages d'aluminium de type B206. Les études sur la solidification ont été réalisées parce que les propriétés mécaniques finales d'un matériau dépendent grandement de sa microstructure tel que coulée, donc de son historique de solidification. Différents rapports de Fe/Si et deux vitesses de refroidissement (faible et élevé) ont été utilisés, les autres éléments mineurs d'alliage maintenus presque constant. Pour chaque rapport Fe/Si, deux teneurs en cuivre ont été utilisées afin d'évaluer son importance. Les coulées ont été réalisées dans des petits moules pouvant former des échantillons d'environ 80 grammes en poids. Les données de solidification étaient l'évolution de la température en fonction du temps fournies par deux thermocouples placés dans le métal liquide au centre et tout près du bord du moule avant le début de la solidification Les techniques de caractérisation utilisées inclus l'analyse thermique et la simulation thermodynamique pour déterminer le parcours de solidification. Pour l'identification des phases, nous avons réalisé des analyses par microsonde et microscopie électronique à balayage (MEB). La microscopie optique couplée à l'analyseur d'image a été utilisée pour la quantification. Afin d'optimiser les traitements thermiques, la calorimétrie différentielle à balayage (DSC) a été utilisée. Les études sur la fissuration à chaud ont été réalisées parce que ce défaut est inhérent aux alliages aluminium-cuivre et préjudiciable aux propriétés mécaniques. Un moule à barres contraintes à été utilisé dans cette étude. C'est un moule en fonte dont la cavité est capable de produire quatre barres contraintes cylindriques de 12,7mm de diamètre avec des longueurs nominales de 50.8mm, 88.9mm, 127mm, et 165.1mm. Les compositions chimiques des alliages utilisés étaient assez similaires de celles utilisées lors de l'étude sur la solidification telles que la différence ne puisse significativement affectée le résultat. Les techniques de caractérisation utilisées inclus la détermination physique de la sensibilité à la fissuration à chaud des alliages par l'indexation des fissures et la détermination théorique par la méthode de l'intervalle de vulnérabilité des alliage. Les propriétés mécaniques ont été évalués à température ambiante à travers les essais de dureté, de traction et d'impact sur les échantillons dans les conditions telles que coulée et traités thermiquement. Les mesures de dureté ont été réalisées à l'aide d'un microduromètre de type Clemex contrôlé par ordinateur, ayant une capacité de 10 à 10000 gf et pouvant produire des méthodes de test Vickers et Knoop en accord avec les standards ASTM E-384. Les propriétés en traction ont été déterminées à l'aide d'une machine servo- hydraulique de type MTS. Les propriétés en impact ont été évaluées en utilisant une machine de type Charpy. Le même métal liquide utilisé pour la caractérisation de la fissuration à chaud à été coulé dans un moule de type ASTM B-108 et un moule en acier doux pour la production des échantillons nécessaires aux tests respectivement de traction et d'impact. Les temps de mise en solution de 2, 3, 4, 5, 6, 8, et 16 heures ont été utilisés suivis du vieillissement naturel et/ou artificiel dépendamment du rapport Fe/Si dans l'alliage. Les mesures de dureté ont été réalisées sur les échantillons préparés à partir des barres fracturées lors du test de traction et qui ont aussi servies pour la caractérisation microstructurale. Les résultats des études sur la solidification montrent que le fer est principalement précipité soit sous la forme de phase P(CuFe) ou a(MnFe) ou des deux dépendamment aussi bien de la teneur en fer et en silicium de l'alliage que du taux de refroidissement. Dans les alliages ayant une teneur massique en fer d'environ 0.3%, la précipitation de la phase P(CuFe) peut être largement supprimée si le rapport Fe/Si est de 1 et le taux de refroidissement modérément élevé. La faible mobilité de la large facette des plaquettes de la phase P(CuFe) est probablement la cause de sa faible quantité, plus particulièrement quand les atomes de fer ont la possibilité d'être capturés par une autre phase, dans ce cas la phase a(MnFe). Les résultats des études sur la fissuration à chaud montrent que la susceptibilité dans ce cas est grandement influencée par le rapport Fe/Si et la concentration nominale de chacun de ces éléments. Cette influence est exercée par la détermination de la quantité de métal liquide présente à la température eutectique et le temps passé en régime vulnérable. La meilleure résistance est obtenue avec un rapport proche de 1 et des faibles concentrations de fer et de silicium. La résistance baisse lorsque ce rapport s'éloigne de 1. Plus le rapport est élevé, plus mauvais est la résistance à la fissuration à chaud, spécialement avec un rapport de deux et plus. Les résultats des tests mécaniques montrent que les propriétés sont grandement influencées par le rapport Fe/Si et la concentration nominale de chacun de ces éléments, les meilleures propriétés étant obtenues avec un rapport Fe/Si proche de 1 et des faibles concentrations de fer et de silicium, en accord avec les résultats obtenus lors des études sur la solidification et la fissuration à chaud. Deux paramètres principaux ont été identifiés comme déterminants les propriétés des alliages traités thermiquement; la solubilité de la phase AI2CU et l'accroissement de l'espace inter-dendritiques. Les résultats des expériences présentes montrent qu'en doublant ou en triplant la limite actuelle de 0.1% de fer tout en gardant un rapport Fe/Si de 1, il n y aura aucune difficulté à atteindre au vieillissement naturel (T4) la ductilité minimale de 7% requise par l'industrie automobile tout en augmentant les résistances élastique et mécanique du matériau. Par rapport aux valeursVI maximales de déformation calculées, la perte en ductilité pourrait même être réduite à environ 2.5% avec une amélioration dans la pratique de coulée. Au vieillissement artificiel (T7), il sera très difficile voir impossible d'atteindre la ductilité minimale de 7% requise par l'industrie automobile avec 0.2%Fe et 0.2%Si, alors que avec 0.3%Fe et 0.3%Si c'est probablement impossible. L'énergie d'impact montre une bonne corrélation avec la ductilité en traction, les résultats montrent que la baisse en énergie absorbée par les alliages contenant environ (0.2%Fe, 0.2%Si) et (0.3%Fe, 0.3%Si) en comparaison à l'alliage B206 est reliée à l'énergie de propagation des fissures. Dans les conditions expérimentales actuelles, ces alliages présentent une ductilité inférieure a celle de l'alliage de base B206, mais largement supérieure a celles de certains alliages tels que le A3 56 et le A319 présentement utilisés dans l'industrie automobile. A cet effet, ils méritent une certaine attention.

Le développement de nouveaux alliages, caractérisés par un rapport résistance-poids élevé et par un faible coût de production est un des objectifs majeurs de l'industrie de l'automobile afin de réduire les émissions de CO2 en réduisant le poids des pièces tout en conservant les propriétés mécaniques à haute température. L'alliage Al-2%Cu contenant 2%Cu, l%Si, 0.4%Mg, 0,42%Fe, 0.7%Mn et 0.02%Ti est l'un de ces alliages. Sa faible teneur en Cu et Si associé à un niveau acceptable de la résistance à la traction, permet à ce dernier de remplacer un certain nombre d'alliages comme le 319 pour des applications similaires telles que la coulée de culasses et de bases de moteur. En tant que nouvel alliage, il nécessite une enquête approfondie afin d'optimiser différentes caractéristiques telle la coulabilité, la microstructure et les propriétés mécaniques. Cette étude a été entreprise afin d'étudier les effets des additifs chimiques comme le zirconium et le scandium sur la microstructure, les propriétés de traction et la susceptibilité à la déchirure à chaud. Cette enquête a été réalisée à partir de 31 compositions d'alliage (Al-2%Cu) qui ont été divisés en trois catégories d'alliages principaux liés à la microstructure, les propriétés de traction et les enquêtes sur la déchirure à chaud. À titre comparatif, sept compositions de l'alliage 206 (Al-4%Cu) ont également été employées. Dans la première catégorie, dix alliages ont été coulés utilisent comme principaux additifs le Zr et le Se en combinaison avec le Ti-B, le Sr et l'Ag sous des conditions de refroidissement lent d'environ 0,3°C/s et à des concentrations relativement élevées de 0,5%Zr et 0,5%Sc. Un certain nombre d'intermétalliques primaires de Zr, Se et Zr-Sc ont été observés dans les alliages étudiés, à savoir la phase étoilée Al3(Sci-xZrx), les phases AI3SC, V-AISC2S12, A^Zr, en plus de deux autres composés intermétalliques de Zr. Il a été observé que les cristaux A^Zr servent de noyaux pour les phases étoilées qui croient par la précipitation des couches d'A^Sc, avec la substitution progressive des atomes Se par les atomes Zr. Également, la phase en étoile continue de croître à l'état solide par l'absorption de Se pour ainsi former la phase AI3SC, observée sous la forme de spirale sur les bords de la particule. Des composés intermétalliques inconnus ternaires AlZrSi et quaternaires AlZrTiSi ont également été détectés. Il a été constaté que les additions combinées de Zr et Se ont grandement modifiées la taille et la morphologie des grains de l'alliage de base. La taille des grains diminue proportionnellement avec l'augmentation de la fraction volumique des intermétaîliques résultants de l'ajout combiné de Zr et de Se qui, à son tour, conduit à la formation à profusion de la phase étoilée. Les effets bénéfiques des éléments de transition Zr, Se, Ti à affiner la taille des grains a-Al et à transformer la morphologie d'un précipité dendritique à tm non-dendritique mène, indirectement, à une réduction sensible de la taille des composés intermétalliques tels que les phases a - Fe et AfcCu. Dans la seconde catégorie, dix-sept alliages différents ont été préparés en utilisant différentes additions de Zr, Se, Ti-B, Sr, Ag et Si. Ces alliages ont été divisés en quatre11 sous-groupes, comme suit: Zr-Ti, Zr-Srs Zr-Sc et les alliages de silicium. Les barreaux pour les essais de traction (Vitesse de refroidissement 7°C/s) coulés de ces alliages ont été mis en solution pour une période de 8 heures à 490°C, puis durci par vieillissement à des temps de 2, 4, 6, 10, 16, 24 et 48h à 180°C et 0.5, 1, 1.5, 2, 4, 6, 10, 16, 24 et 48h à 220°C. Il a été signalé que les additions combinées de Zr-Ti, Zr-Sr, Zr-Sc réduit considérablement la taille des grains de l'alliage de base de 219 microns à 104-46 um étant donné que ces éléments forment des intermétalliques trialuminide primaire y compris Al3(Sci-xZrx), Al3(Scj.x. yZrxTiy), et AlsZr qui agissent comme sites de nucléation pour les grains a-Al, produisant ainsi une structure fine non dendritique. La morphologie raffinée non-dendritique produite par les additions combinées de Zr-Ti, Zr-Sr, Zr-Sc a entraîné une réduction d'environ 65% dans la fraction de surface de la phase Ai-2%Cu dans l'alliage de base, et à une réduction de la porosité d'environ 50%. Une augmentation de 2%Si a également produit les mêmes résultats, provoquée par l'augmentation de la teneur en Al-Si eutectique. Le durcissement maximal est atteint après des vieillissements de ÎOh et 24h à 180°C et de lh et 2h à 220°C. Les groupes d'alliage Zr-Sr et Zr-Ti ont fournis la meilleure amélioration des propriétés de mécaniques de l'alliage de base Al-2%Cu alors que les groupes Zr-Sc et Si occupent le troisième et quatrième niveau, respectivement. L'alliage contenant 0.02%Sr-0.7%Zr a fourni la plus grande limite à la rupture et des valeurs de résistance de 383 MPa et 326 MPa, respectivement, après 4h de vieillissement à 180°C. La résistance de l'alliage augmente dans le groupe d'alliage Zr-Ti en raison de l'augmentation de la teneur en Zr de 0,15% à 0,7% après un vieillissement de IOh à 180°C. Cette augmentation peut être attribuée aux dispersoïdes A^Zr et Als(Zri xTix) agissant en tant que sites de nucléation hétérogène pour les phases durcies par vieillissement, à l'action modifiante du Zr sur la phase AfeCuMg et à Faction du Zr-Ti à produire une structure de grains raffinés non- dendritiques. Les additions combinées de Zr-Sr et Sr-Ti produisent les meilleurs niveaux d'allongement de tous les alliages étudiés, comme en témoignent les alliages contenant 0.02%Sr-0.15%Ti et 0.02%Sr-0.7%Zr. Ces niveaux améliorés sont le résultat des effets de la modification du Sr sur les particules ot-Fe, ainsi que le rôle du Zr et du Ti à produire une structure non dendritique QJ-AI. L'alliage contenant 0.02%Sr-0.15%Ti a montré le plus haut niveau de résistance au ramollissement au cours du vieillissement à 220°C en raison des effets respectifs de la modification et du raffinage du Sr et du Ti sur la microstructure. La troisième catégorie d'alliage comprend six alliages sélectionnés dans la seconde catégorie afin d'étudier les effets de la composition chimique et des paramètres du moule sur la susceptibilité à ia déchirure à chaud (HTS) du nouvel alliage Al-2%Cu. Les résultats HTS ont été comparés avec l'alliage 206. Généralement F alliage de base Al-2%Cu a donné une plus grade résistance à la déchirure à chaud que l'alliage 206. Une température du moule élevée est bénéfique dans la réduction de la susceptibilité à la déchirure à chaud des alliages Al-2%Cu et 206 par une baisse de la valeur HTS de 21 à 3 et 9, respectivement. La température du moule est passée de 250°C à 450°C. Le raffinement de la structure des grains obtenus avec les additions de Zr-Ti ou Ti a diminué la gravité de la déchirure à chaud suite à l'augmentation du nombre de film inter granulaire liquide par unité de volume et a retardé l'atteinte du point de cohérence. L'augmentation de la teneur en silicium réduit considérablement la vulnérabilité à la déchirure à chaud de l'alliage Al-2%Cu; cette réduction est attnbuable à une augmentation de la fraction volumique de l'eut ectique, et une diminution du point de fusion de l'alliage. L'ajout du Sr a détérioré la résistance à la déchirure à chaud en raison de la formation d'oxydes de Sr et à l'extension de l'échelle de congélation de l'alliage. Il a été signalé que les particules os-Fe peuvent gêner la propagation de la fissure lors de la déchirure à chaud.

La présent travail de recherche a été réalisée pour étudier les effets de la quantité de Mg, de la vitesse de refroidissement et des conditions de vieillissement sur la ténacité d'alliages industriels et expérimentaux 319, modifiés et non modifiés au Sr. Les résultats obtenus montrent que la quantité de Mg, les conditions de vieillissement et le taux de refroidissement ont un effet significatif sur la microstracture des alliages expérimentaux et industriels et, par conséquent, sur les propriétés mécaniques. Ces effets sont observables sur les propriétés mesurés lors d'essai de resilience effectués sur les alliages considérés et ce, pour différentes conditions. Dans les échantillons élaborés et utilisés dans ce travail, on remarque que l'aire et la longueur des porosités sont supérieures dans les alliages industriels, pour les alliages modifiés et non modifiés au Sr. La valeur de ces paramètres (utilisés pour étudier les porosités présentes) augmente avec une modification au Sr et avec l'utilisation de taux de refroidissement lent et ce pour tous les alliages étudiés. Lorsque jusqu'à 0,6% Mg est ajouté aux alliages 319, la valeur de ces paramètres augmente significativement. La modification au Sr augmente la quantité de Si eutectique dans la condition telle que coulée, ce qui indique un raffinement de la microstructure ; la taille et le facteur de forme des particules Si eutectique sont aussi affectés. De plus, l'addition de Sr conduit à une ségrégation des phases cuivre dans les zones éloignées du Si eutectique modifié et en périphérie des dendrites, ce qui entraîne la précipitation de la phase AI2CU sous la forme de bloc et rend ainsi cette phase plus difficile à dissoudre que la phase plus fine de type eutectique. L'addition de Mg aux alliages 319, particulièrement 0,6% en poids, modifie la morphologie des particules Si et réduit la température eutectique de la phase AI-AI2CU Cette réduction de température augmente avec l'ajout de Mg. L'ajout de Mg produit aussi une ségrégation des phases Cu ce qui mène à précipitation de la phase AI2CU sous la forme de bloc. Une augmentation de Mg dans les alliages contenant du Sr provoque une augmentation des particules Si (aire, longueur et rapport de forme) et une réduction du facteur de circularité en réduisant la modification produite par le Sr. L'addition de Mg dans les alliages 319 contenant du Fe produit la précipitation des phases Mg2Si, Q-AlsMgsG^Siô et it- AlgMg3FeSiô. Les phases Q- et T- apparaissent sous la forme de scripte et non sous la forme de particules irrégulières. Le Mg raffine légèrement la phase Si et a un effet négatif sur la modification au Sr ; la microstracture passe d'un état modifié à un état partiellement modifié. Les particules de la phase eutectique AI2CU ont été entièrement dissoutes dans la matrice d'aluminium après le traitement de mise en solution pour tous les alliages étudiés. Des particules ultrafines Si ont été observées à la fin du processus de solidification. Les intermétalliques A^Cu, Q-AlsMggC^Sie, et a-FeAl15Fe3Si2 apparaissant sous la forme de bloc sont insolubles, les phases jS-FeAlsFeSi and Tr-AlsMgsFeSiô apparaissant sous la forme de plaquettes sont partiellement solubles et la Mg2Si phase est dissoute complètement durant une mise en solution à 495°C/8hrs. Pour les taux de refroidissement utilisés dans cette étude, l'espace entre les bras dendritiques est de 24um et 50um. Le plus haut taux de refroidissement (espace inter dendritique égal à 24um) est le paramètre dominant dans le contrôle de la taille et de la distribution des particules Si, des phases intermétalliques et des porosités pour les alliages modifiés et non modifiés au Sr. L'addition de Mg et Cu améliore la dureté des alliages testés, spécialement dans la condition de traitement thermique T6. Le plus haut taux de refroidissement augmente la dureté, particulièrement pour les alliages non modifiés contenant du Mg. L'addition de Sr réduit cependant la dureté des alliages contenant ou non du Mg. Cette réduction de dureté provient du délai requis pour la précipitation de la phase Mg2Si durant le vieillissement des alliages contenant du Mg. Pour les alliages ayant un traitement thermique T7, des valeurs de duretés inférieures sont obtenues et, conséquemment, des valeurs de ténacité supérieures à celles alliages avec un traitement T6 sont obtenues. Pour les traitements T6 et T7 et pour les alliages modifiés ou non au Sr, des valeurs de dureté et des énergies d'impact supérieures ont été obtenues pour les alliages expérimentaux. Le vieillissement des alliages 319 contenant du Mg à 180C (condition T6) produit une augmentation prononcée de la dureté durant les deux premières heures de vieillissement. À 180C, une augmentation de dureté est observée pour les premières heures de vieillissement, suivi d'un plateau pour un vieillissement allant de 2 à 12 heures, avec une période significative de sur vieillissement au-delà de 12 heures. À 220C, l'augmentation de dureté initiale est suivie par un vieillissement optimal et par une période de sur vieillissement après 2 heures. L'ajout de Mg et Cu réduit la ténacité des alliages testés, particulièrement dans les conditions T6. L'utilisation d'un taux de refroidissement élevé produit une augmentation des propriétés d'impact, particulièrement pour les alliages non modifiés contenant du Mg. L'addition de Sr réduit cependant la ténacité des alliages avec et sans Mg. Cette réduction est principalement le résultat de la ségrégation de la phase A12Cu. Le vieillissement des alliages contenant du Mg à 180C (traitement T6) et à 220C (traitement T7) produit une rapide réduction de la ténacité durant les deux premières heures du vieillissement. A180 et 220C, cette réduction initiale est suivie par un plateau se produisant entre 2 et 24 heures, avec une période significative de sur vieillissement au-delà de 24 heures. Les propriétés d'impact de l'alliage 319 sont influencées par la microstructure, laquelle dépend fortement des conditions de solidification et la composition de l'alliage. Un taux de refroidissement rapide améliore la ténacité des alliages expérimentaux et industriels étudiés. La présence de Cu réduit significativement les propriétés d'impact, lesquelles sont principalement associés aux phases AÎ2CU et non aux particules eutectiques Si . L'augmentation de Mg produit aussi une ségrégation de la phase AI2CU dans une forme d eIl l bloc fragile ce qui réduit la ténacité des alliages, particulièrement pour les alliages modifiés au Sr, même si l'ajout de Mg améliore la réponse de l'alliage au vieillissement artificiel. La plus grande partie de l'énergie absorbée est utilisée pour initier les fissures, i.e. que l'énergie d'initiation des fissures et supérieures à leur énergie de propagation. Cette observation reflète bien la grande ductilité des alliages 319 étudiés. Cette ductilité peut être améliorée par l'homogénéisation des alliages et par l'accroissement de la résistance des phases intermétalliques Mg2Si, A^CuMg et Q-AlsMggC^Sie. L'homogénéité des alliages peut être améliorée par l'addition de AI2CU eutectique. La surface de rupture des alliages non modifiés est constituée de longues particules Si fissurées. L'addition de Sr produit une structure avec des cupules dans la matrice. Avec l'augmentation de la quantité de Mg jusqu'à 0,6%, des particules fissurées des phases Q- Al5Mg8Cu2Si6 and TT-AlgMgsFeSie apparaissent. La réduction du taux de refroidissement et l'augmentation de la température de vieillissement n'altère pas le mécanisme de rupture pour alliage donné. La ségrégation des phases AI2CU loin des régions Al-Si eutectiques provoquée par l'ajout de Sr produit une mauvaise dissolution des phases AI2CU durant le traitement thermique. La présence de relativement large proportions de AI2CU non dissoutes réduit les effets bénéfiques de la matrice ductile Al, ce qui diminue la ténacité.

De nos jours, les constructeurs automobiles cherchent à augmenter la performance de leurs véhicules et à diminuer les émissions polluantes. Un des moyens pour y parvenir est de diminuer la masse de leurs véhicules. Pour ce faire, ils ont recourt aux polymères (vinyle, ABS...), aux matériaux composites (fibre de verre, fibre de carbone présent dans certains véhicules...) et des métaux légers (aluminium, magnésium et titane). L'utilisation de l'aluminium dans la fabrication des moteurs est une excellente façon de diminuer la masse des véhicules. Le procédé utilisé par plusieurs constructeurs pour febriquer ces pièces est celui de la mousse perdue qui s'avère être une technique peu dispendieuse, rapide et efficace. La grande différence entre le procédé de la mousse perdue et les autres procédés de mise en forme est essentiellement l'absence de cavité vide. En effet le modèle de polystyrène utilisé pour fabriquer le moule employé lors du procédé de la mousse perdue persiste jusqu'à la coulée du métal. La dégradation du modèle de polystyrène introduit des nouveaux paramètres dans les équations du remplissage et de la solidification qui, couplés au traitement du métal liquide, auront des répercussions sur la microstructure et ultimement sur les propriétés mécaniques. Le présent travail se veut une analyse des effets du traitement du métal liquide sur la microstructure et les propriétés mécaniques de pièces produites industriellement selon le procédé de la mousse perdue à partir des alliages Al-Si-Mg et Al-Cu. De plus, le travail permettra le transfert de technologie à travers une comparaison entre des coulées préparées sous des conditions idéales de laboratoire et celles produites actuellement dans l'industrie dans le but d'améliorer la qualité des produits. Tout d'abord, les phases et les autres éléments microstructuraux des alliages employés (220, 356 et 357) ont été caractérisés à l'aide de l'analyse thermique. Ensuite, les effets du traitement du métal liquide (modification, affinage de grain et dégazage) des pièces produites selon le procédé de la mousse perdue sur leur microstructure et leurs propriétés mécaniques (traction et dureté) ont été évalués et puis comparés à d'autres échantillons provenant de différents types de moules (métallique standard ASTM B108, métallique à section large et solidification dirigée). L'étude des effets des paramètres de coulée sur la microstructure des alliages 356, 357 et 220 produits selon le procédé de la mousse perdue a été menée en employant plusieurs techniques d'analyse : la microscopic optique, l'analyse d'images et la microscopie électronique à balayage. Les effets sur les propriétés mécaniques ont également été évalués à travers une analyse exhaustive d'éprouvettes d'essai de traction. À la lumière des résultats obtenus, il a été observé que la composition chimique de l'alliage mère de strontium n'avait aucun effet sur la microstructure et sur les propriétés mécaniques des alliages employés. La valeur de l'espace interdendritique secondaire pour l'assise des boulons de culasse est d'environ 68 um comparativement à 52 um pour la chambre de combustion. Cette différence démontre l'existence de plusieurs vitesses de solidification à l'intérieur d'une même pièce. Le moule métallique à section large donne une vitesse de refroidissement similaire à celle observée dans la chambre de combustion puisque la valeur de l'espace interdendritique secondaire est de 56 um. Les vitesses de solidification pour l'assise des boulons de culasse et pour le troisième niveau (100 mm) du moule à solidification dirigée sont identiques puisqu'ils ont la même valeur d'espace interdendritique secondaire. L'augmentation de la taille des particules de silicium eutectique en présence de bore et de strontium démontre que ces derniers réagissent ensemble pour former le composé SrB6 qui réduit les effets propres à chacun de ces deux éléments, c'est-à-dire qu'en présence de ces deux éléments, l'affinage des grains et la modification de l'eutectique sont compromis. L'observation faite pour tout les types de moules démontre également l'indépendance de cette interaction à la vitesse de solidification. Le refroidissement rapide du métal provoque une diminution de la taille des particules eutectiques à l'état brut de coulée. Cependant, le traitement T6 peut annuler cet effet si les particules eutectiques entrent dans la phase de croissance. La croissance des particules de silicium eutectique n'est pas aussi rapide dans l'assise des boulons de culasse que dans la chambre de combustion et démontre que la taille de ces particules dépend grandement de la géométrie de la pièce. L'hydrogène joue un rôle prédominant sur la formation de la porosité. Par contre, le modèle en mousse laisse une empreinte sous la forme de trous qui peuvent être confondus avec les pores ou les retassures. Cette empreinte est surtout présente pour les échantillons provenant de la chambre de combustion en raison de leur faible épaisseur («10mm). De plus, la vitesse de solidification affecte la porosité en réduisant le temps nécessaire à la formation de celle-ci. Ainsi, une vitesse de solidification élevée générera moins de pores. Toutefois, un autre phénomène tout aussi important apporte une contribution non négligeable à la formation de la porosité : la ségrégation de l'hydrogène qui se produit en avant du front de solidification. Ainsi, la porosité est contrôlée par une combinaison entre le niveau d'hydrogène et la vitesse de solidification comme démontré par les résultats obtenus du moule à solidification dirigée. Les valeurs de la dureté et de la limite d'élasticité varient selon la composition chimique de l'alliage employé. Des gains de 17% et 24 % sont observés pour la dureté et la limite d'élasticité pour l'alliage 357 par rapport à l'alliage 356. Cette différence est causée par les différentes concentrations de magnésium qui, sous l'action du traitement thermique T6, précipitent sous la forme de Mg2Si. La dureté de l'alliage 220 augmente de 18% et la limite d'Elasticité de 15% par rapport à celle mesurée pour l'alliage 356. Dans ce cas, la phase durcissante AfeCu est responsable de cet accroissement. Tous ces accroissements de la valeur de la dureté sont indépendants du type de moule employé. L'ajout d'hydrogène diminue la dureté d'environ 25%, tous alliages confondus et toutes techniques de mise en forme confondues. De plus, l'hydrogène détériore la ductilité en causant une fragilisation qui se manifeste par une décohésion accentuée au niveau des pores. La fragilisation des alliages d'aluminium dépend de la microstructure, du taux de déformation et de la température. Les valeurs de la dureté et de la limite d'élasticité sont surtout contrôlées par le niveau de magnésium dans l'alliage, tandis que la ductilité est surtout contrôlée par la porosité et l'espace interdendritique secondaire. La différence entre les résultats des paramètres mesurés obtenus pour les échantillons produits selon le procédé de la mousse perdue et ceux issus pour les autres types de moules est essentiellement causée par la porosité (retassure, hydrogène et résidus pyrolyses) et par l'espace interdendritique secondaire qui est 170% plus grand que celui mesuré pour le moule métallique standard.

L'intérêt des composites à matrice métallique d'aluminium est généralement de profiter de la ductilité de la matrice et de sa faible densité et de les combiner à la dureté du renfort afin d'obtenir un matériau léger et avec une limite d'élasticité supérieure tout en étant d'une certaine ductilité. Le composite à matrice métallique AI-B4C possède en plus la capacité d'agir comme bouclier contre les neutrons, grâce aux isotopes B10 contenus naturellement dans le B4C, ce qui en fait un matériau de choix pour la fabrication de contenants pour les déchets de l'industrie nucléaire. Ce composite est fabriqué par la compagnie Alcan par un procédé de coulée où les particules de B4C sont incorporées dans l'aluminium liquide par une forte agitation mécanique. La problématique de ce procédé est qu'une réaction se produit entre l'aluminium et le carbure de bore, ce qui réduit de façon considérable la fluidité du composite, rendant ainsi difficile sa coulée. Pour limiter cette réaction, du titane est ajouté à l'aluminium, celui-ci formant une couche protectrice à la surface des particules de B4C. Ce projet a pour objectif de comprendre et de quantifier l'influence du titane sur la réaction interfaciale entre l'aluminium et le carbure de bore ainsi que sur la fluidité de ce composite. D'abord, des expériences avec des plaques de B4C immergées dans l'aluminium liquide ont été effectuées mais n'ont pas donné les résultats escomptés, obtenant des produits de réaction de nature différente de ceux normalement retrouvés dans le composite. Avec un second montage, il a été possible de mesurer la fluidité du composite AI-B4C sur une période de maintien d'environ 120 minutes en fonction de diverses teneurs en titane (0, 0,5, 0,75, 1,0,1,5, 2,0 et 3,0 % Ti), avec la présence de magnésium (0,5% Mg) dans certains cas et en fonction de la température de maintien (700, 750 et 800 °C). Les tiges de fluidité obtenues ont permis de quantifier l'évolution de la microstructure, soit l'évolution de la fraction volumique du B4C, de AIB2 et des phases grises (AI3BC et TiB?), avec l'aide d'un système d'analyse d'images installé sur un microscope optique. Un microscope électronique à balayage ainsi qu'une microsonde furent aussi utilisés pour caractériser la microstructure. Une caméra haute vitesse a aussi permis de filmer l'écoulement du composite dans les tubes de verre lors des mesures de fluidité pour les essais avec 0,5, 0,75, 1,0, 1,5 et 2,0 % Ti et maintenus à 750 °C. Il fut possible d'obtenir de ces observations la vitesse du bout de l'écoulement lors de son déplacement ainsi que les valeurs de vies de fluidité, nécessaires pour calculer la fraction critique de solide menant à l'arrêt de l'écoulement. Un modèle de fluidité développé pour les alliages d'aluminium riches en éléments d'alliage a été adapté au composite AI-B4C et celui-ci permet de reproduire les mesures de fluidité obtenues. L'observation de la macrostructure a confirmé que le mode de solidification du composite AI-B4C était similaire à celui des alliages d'aluminium riches en éléments d'alliage.