Les composites à matrice métallique (CMM) et particules de SiC offrent potentiel de résistance, de module de Young et de tenue à l'usure supérieurs à ceux obtenus couramment par les alliages conventionnels. Le mélange de particules de carbure de silicium au métal liquide est considéré, en principe, pour être la manière la plus directe et la plus économique de production des CMM où le matériau composite peut être transformé directement en pièce moulée. Dans le présent travail, certains facteurs importants influençant la microstructure et les propriétés finales des composites contenant 10% (volumique) de particules de SiC sont particulièrement étudiés. Ces facteurs comprennent la quantité de silicium de 1' alliage de la matrice (7 et 10% en masse), la vitesse de refroidissement qui influencent la distribution des particules et l'effet de renforcement. L'effet du traitement thermique de mise en solution (T4) sur les deux alliages F3A.10S et F3S.10S est étudié. La mise en solution est effectuée à une température de 540°C, le temps de mise en solution étant de 4, 8,12 et 24 heures. Les températures et le temps de vieillissement varient respectivement de 155 à 160°C et de 5 à 24 heures. Les paramètres étudiés sont la limite élastique, la limite ultime, l'allongement à la rupture. L'examen métallographique montre un développement graduel de la structure de l?eutectique, suite au traitement de mise en solution. Le traitement de mise en solution optimal se situe autour de 540°C pour des temps de l'ordre de 8 à 12 heures. Pendant le traitement de mise en solution, nous observons un phénomène de sphéroïdisation du silicium (forme, aspect ratio et taille en um2) et une mise en solution du magnésium avec une stabilisation des propriétés mécaniques (résistance à la traction). Durant le traitement de vieillissement, il y a précipitation de composé Mg2Si qui influence les propriétés mécaniques finales.

Un réacteur expérimental est construit qui permet de fondre, solidifier et purifier de l'aluminium par cristallisation fractionnée. La température du métal liquide, l'agitation et le refroidissement peuvent être variés pour permettre d'étudier différents paramètres du procédé de cristallisation. L'opération du réacteur ainsi que les essais faits à partir d'aluminium de pureté commerciale (99.7- 99.85%) sont décrits dans ce mémoire. Le réacteur possède une capacité de 200 kg d'aluminium. Le réacteur permet de purifier un mélange de 99.7 à plus de 99.9% du pureté. Un modèle mathématique pour simuler la solidification de l'aluminium dans le réacteur expérimental est aussi construit. Le modèle permet de simuler les transferts de chaleur et de masse présents dans le réacteur durant le procédé de cristallisation en fonction de la vitesse d'agitation de l'aluminium liquide et du débit du fluide refroidissant dans le réacteur. La modélisation du transfert de chaleur se fait par une méthode explicite en différences finies. Le transfert de masse est solutionné par un bilan autour de l'interface solide-liquide à la frontière de la solidification en y incorporant les coefficients de distribution des impuretés dans les phases liquide et solide. Le modèle permet de prédire les températures du fluide refroidissant et des parois du réacteur durant la solidification. Par le transfert de masse, le modèle prédit la concentration des impuretés telles que le fer et le silicium dans le solide cristallisé à partir des concentrations de ces mêmes impuretés dans le mélange liquide de départ. Finalement, une validation du modèle est obtenue par comparaison avec des données expérimentales.

La connaissance approfondie du comportement mécanique de ces nouveaux matériaux de pointe que sont les composites à matrice d'aluminium renforcé de particules (CMAp) permettra de faciliter leur insertion sur les marchés. De ce fait, l'étude de l'effet des défauts ou inclusions sur les propriétés en traction des CMAp est nécessaire afin d'établir les contrôles de qualité à leur égard. Cette étude a été réalisée sur un CMAp commercial, soit le Duralcan F3S.20S. Un certain nombre de phénomènes et problèmes liés à la production du composite Al-Si/SiCp ont été considéré en introduction, soit: la propreté de la matrice métallique; la structure de l'interface SiC/Al; la rhéologie; la réactivité des constituants du mélange; la sédimentation lors de l'arrêt du brassage; l'effet du mouvement de surface; oxydes entraînés sous forme de fragments de peaux d'oxydes; gaz entraîné à l'intérieur du mélange; les conditions de solidification (ségrégation des particules). L'échantillonnage provient de composites élaborés puis refondus à une échelle suffisamment grande, afin d'obtenir des conditions connues et bien contrôlées et ainsi s'assurer que les facteurs ci-haut mentionnés ne varient pas de façon significative d'une éprouvette à l'autre. Ainsi, le composite provient de l'usine Dubuc, une division d'Alcan Aluminium limitée, qui produit le composite Duralcan à une échelle industrielle depuis plusieurs années par la méthode de malaxage. Plus de deux cents éprouvettes normalisées ont été moulées dans les laboratoires du centre de recherche et de développement d'Arvida (CRDA) d'Alcan international. Les essais de traction et les examens réalisés sur les éprouvettes de composite Duralcan F3S.20S, ont permis de constater que l'amorce de la rupture se situe toujours sur des défauts macroscopiques. Ces défauts consistent le plus souvent, en des replis de peaux d'oxydes de couleur gris clair ayant une taille moyenne de 1 à 3 mm. Lorsque les défauts obtenus après refonte et moulage sont petits (<2 mm), la probabilité qu'ils laissent des empreintes visibles sur le film exposé aux R-X est faible; cette probabilité augmente avec la taille des défauts. On a constaté que les examens radiographiques sont une méthode valable pour déceler la présence de grands défauts (>3 mm), et par le fait même, pour prédire les propriétés associées à la présence de tels défauts. La présentation des propriétés mécaniques en tension a été effectuée à l'aide d'un indice de qualité dérivé de celui utilisé pour les alliages de fonderie Al/Si. L'indice de qualité utilisé, indice Q*, s'est révélé un outil très sensible à la présence de défauts et de ce fait, il a permis d'établir une comparaison précise avec la théorie de la rupture. Les essais et calculs réalisés dans le cadre de la présente étude, montrent une bonne correspondance entre les résultats expérimentaux et les valeurs obtenues à l'aide de la théorie de la rupture, faisant intervenir la présence de défauts. Ces valeurs théoriques sont calculées en utilisant le facteur critique d'intensité de contrainte et en considérant le défaut comme une fissure elliptique interne ayant une longueur définie. Les résultats expérimentaux obtenus, lors des essais sur les éprouvettes Duralcan, se situent en fait, entre le modèle de la mécanique élastique linéaire et celui de la mécanique élasto-plastique (profil équivalent d'Irwin). On observe cependant, lorsque les défauts sont petits (<1,3 mm), que les données expérimentales sont plus faibles que celles calculées à l'aide de la mécanique de la rupture. Ce comportement est fort probablement attribuable à la prédominance des facteurs intrinsèques, associés au mode de fabrication du composite, comme par exemple, les zones de densité élevée en particules de renfort ou en pores résultant de la ségrégation. L'analyse de la distribution des propriétés mécaniques en fonction de la taille des défauts permet de bien cerner l'importance de la propreté du composite. Ainsi en gardant constant les paramètres intrinsèques qui résultent notamment de la solidification, on peut suggérer d'effectuer une filtration du composite au moment du moulage. Pour atteindre des propriétés mécaniques optimales, cette filtration devrait éliminer les peaux et replis de peaux d'oxydes supérieurs à l mm. Finalement, les résultats de la présente étude montrent que les caractéristiques mécaniques du composite Duralcan F3S.20S sont prévisibles et varient peu, d'un échantillon à l'autre, lorsque toutes les précautions sont prises afin d'éviter la présence de défauts extrinsèques.

L'industrie de l'aluminium utilise le coke de pétrole vert pour la fabrication d'électrodes et le coke doit être calciné dans les fours rotatifs. Pendant le processus de calcination certains phénomènes physiques importants interviennent, tels le dégagement de matières volatiles, la génération de poussières de coke, la combustion des matières volatiles et des poussières. La qualité du coke produit dépend fortement du taux de chauffage, de la température maximale et du refroidissement. Un four de calcination est un échangeur à contre-courant. Le coke se déplace dans le four sous l'effet combiné de la rotation et de l'inclinaison. L'air nécessaire à la combustion s'écoule dans le sens opposé du coke et est fourni par quatre tuyères localisées en amont de la zone de combustion. L'énergie nécessaire à la calcination du coke de pétrole provient presque en totalité de la combustion partielle des matières volatiles libérées à la surface du lit de coke. Les matières volatiles commencent à se dégager lorsque la température du coke atteint environ 500°C. Seulement environ un tiers des matières volatiles réagissent, le reste est récupéré pour la combustion dans des bouilloires. Soulignons la présence de trois espèces chimiques constituant les matières volatiles, soit l'hydrogène, le méthane et le goudron. Ainsi le transfert de chaleur qui contrôle principalement le processus de calcination dépend fortement de la combustion. En opération normale un four rotatif est autosuffisant du point de vue énergétique. Un modèle en trois dimensions en régime transitoire d'un four rotatif est disponible. Il prend en compte les phénomènes physiques de base intervenant dans le transfert de chaleur, tels les écoulements du gaz et du coke, le rayonnement et la combustion représentée par l'imposition d'une source d'énergie. Toutefois il faut améliorer le modèle de combustion, vu sa grande influence sur les résultats obtenus. Dans un four de calcination, la combustion est contrôlée principalement par la diffusion provenant de l'écoulement turbulent. Cependant chaque matière volatile a une vitesse de réaction distincte et se dégage à des endroits différents, ainsi il est important de considérer l'aspect cinétique dans la combustion. Une approche est envisagée pour tenir compte à la fois des effets de la diffusion et de la cinétique dans un même modèle. La combustion des particules de coke transportées par le gaz est une source d'énergie non négligeable. Il est proposé de traiter les particules dans le gaz comme une espèce chimique, c'est-à-dire en considérant celles-ci comme une concentration de particules. Ainsi il est posé une équation de conservation de la même forme que celle formulée pour chaque matière volatile. L'ensemble des équations aux dérivées partielles obtenues est solutionné par la méthode des volumes finis utilisant le logiciel PHOENICS de CHAM(UK). Une simulation numérique a été faite à l'aide du nouveau modèle de combustion et certaines fractions massiques sont comparées avec des mesures prises lors d'une campagne de mesures effectuée en usine [1].

Les oscillations de l'interface bain-métal nuisent au rendement des cuves d'électrolyse. Une étude appuyée par des mesures expérimentales est nécessaire pour comprendre leur nature. Nous présentons une méthode, fondée sur la lecture des courants anodiques et de la tension de la cuve, pour déduire les oscillations de l'interface bain-métal. Nous proposons un modèle simple de résistances électriques permettant d'obtenir l'information désirée. Pour nous assurer de la validité de nos résultats, nous vérifions, à l'aide d'une sonde électrique, que les variations du courant anodique sont effectivement reliées aux oscillations de l'interface. D'autres travaux avec les logiciels ANSYS et NETWORK nous permettent de justifier certaines approximations qui sous-tendent le modèle de résistances. Les résultats obtenus font apparaître trois familles d'oscillation. De plus, ils confirment des prédictions théoriques provenant d'un modèle mathématique proposé par Urata (1985).

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

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

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

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

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