La corrosion dans les milieux industriels constitue un des principaux facteurs limitant la durée de vie des matériaux, ce qui occasionne de nombreux frais de remplacement ainsi que des pertes de productivité. Pour une sélection judicieuse des matériaux dans les milieux particulièrement agressifs, on doit souvent recourir à des essais normalisés effectués en laboratoire et/ou en usine dont la validité et la fiabilité n'ont pas toujours été clairement démontrées. Le présent mémoire présente un exemple illustrant un de ces cas où l'agressivité du milieu industriel, en l'occurrence le contexte existant à l'intérieur d'un collecteur de poussières à voie humide à la sortie des cuves Soderberg, a nécessité la réalisation d'essais de corrosion en laboratoire et en usine. Le but visé par cette expérimentation consistait à évaluer sur le plan scientifique le niveau de fiabilité des essais de corrosion en laboratoire pour estimer la durée de vie des matériaux, dans l'hypothèse d'une corrosion uniforme, ceci devant permettre la sélection du meilleur matériau. Trois types d'essais de corrosion en laboratoire, basés sur des essais normalisés, ont été réalisés avec la liqueur de deux épurateurs industriels: l'essai d'immersion, l'essai d'aspersion et l'essai potentiocinétique. Parallèlement, des essais de corrosion ont été réalisés à l'intérieur de deux épurateurs industriels, l'un opérant avec une liqueur de pH=5,4 ± 0,3 et l'autre avec une liqueur de pH= 2,2 ± 0,2, avec les mêmes matériaux exposés à trois emplacements représentatifs des contextes de corrosion : sous le jet de liqueur, dans le brouillard au-dessus du lit de balles et au-dessus de l'éliminateur de gouttelettes dans la cheminée de l'épurateur. Dans l'ensemble, soixante-douze (72) essais ont été réalisés avec 720 échantillons de différents métaux et alliages pouvant être divisés en trois grandes catégories : les aciers doux et les aciers faiblement alliés; le cuivre, le nickel et trois alliages de ces deux métaux et les aciers inoxydables. La durée des essais varie de quelques minutes pour les essais potentiocinétiques à plus de 600 heures pour les essais en usine. Les taux de corrosion ont été évalués par la différence de masse des échantillons avant et après l'exposition, à l'exception de ceux calculés à partir du courant de corrosion déterminé avec l'essai potentiocinétique. La très grande majorité des essais de corrosion en laboratoire et en usine ont été réalisés en présence de la liqueur de pH= 5,4. Par conséquent, étant donné le nombre relativement restreint des essais réalisés avec la liqueur de pH=2,2, il est difficile d'établir une conclusion valable quant au niveau de fiabilité des essais de corrosion en laboratoire, basée sur les résultats obtenus avec cette liqueur. Ces essais ont principalement permis de mettre en évidence l'effet du pH sur les métaux étudiés. En effet, tous les métaux étudiés, à l'exception de l'hastelloy, sont sensibles à une diminution de pH. Par conséquent, les principales conclusions de ce travail sont basées sur les résultats obtenus avec la liqueur de pH=5,4. De façon générale, les résultats des essais de corrosion réalisés avec des échantillons de treize matériaux choisis parmi les métaux et alliages industriels conventionnels permettent de tirer les principales conclusions suivantes: 1.- Les essais en usine nécessitent des temps d'exposition beaucoup plus longs que les essais en laboratoire. Etant donné que les conditions prévalant en usine sont moins bien contrôlées qu'en laboratoire, les résultats obtenus présentent une variabilité plus considérable que ceux mesurés à partir des essais de laboratoire. En dépit de cette fluctuation, les taux de corrosion en usine constituent une base de référence pour évaluer les résultats obtenus en laboratoire. 2.- L'essai d'immersion est le plus simple à réaliser ne nécessitant aucun montage ni appareil de mesure sophistiqué. Il tend toutefois à sous-évaluer les taux de corrosion et c'est pourquoi, l'extrapolation de la durée de vie faite à partir de résultats de l'essai d'immersion doit être faite de façon très conservatrice en faisant intervenir un facteur multiplicatif de l'ordre de 2 à 3. 3.- L'essai d'aspersion suit au second rang au point de vue de la complexité, nécessitant la pulvérisation de gouttelettes de liqueur et une exposition plus longue des matériaux que pour l'essai d'immersion. C'est l'essai le plus fiable, donnant des taux de corrosion du même ordre de grandeur que ceux mesurés dans le milieu industriel. 4.- L'essai potentiocinétique est le plus complexe à réaliser requérant une cellule de corrosion électrochimique avec un système sophistiqué de contrôle et de mesure de tension et de courant. Par contre, les résultats peuvent être obtenus très rapidement. Cet essai permet de classer par niveau de corrosion certaines classes de métaux mais ne permet pas de différencier les différentes nuances commerciales qui présentent des potentiels électrochimiques voisins les uns des autres. 5.- L'ensemble des résultats obtenus à partir des essais réalisés en laboratoire et en usine permet de sélectionner les meilleurs matériaux potentiellement utilisables dans le cas particulier d'un épurateur humide opérant avec une liqueur de pH=5,4. Ainsi, l'hastelloy et les aciers inoxydables (317L, 904L, 2205 ou l'équivalent) ressortent comme étant les matériaux les plus résistants à la corrosion à l'intérieur de l'épurateur de pH=5,4. En pratique, la nuance 317LM dont la teneur en molybdène est 2% plus élevée que pour le 317L a été choisi pour la fabrication des composantes d'une unité électrostatique à l'intérieur d'un épurateur humide opérant avec une liqueur de pH=5,4. 6.- Les résultats obtenus à partir des essais réalisés en laboratoire et en usine doivent toujours être interprétés avec beaucoup de prudence puisque dans chacun des cas, il est nécessaire d'extrapoler les résultats pour estimer la durée de vie d'un matériau. Etant donné que la sélection du meilleur matériau dépend en grande partie de cette estimation, il est donc important de s'assurer que d'une part, les essais de laboratoire sélectionnés sont représentatifs du contexte industriel étudié et que d'autre part, la durée des essais réalisés dans le milieu naturel soit suffisamment longue pour permettre une estimation réaliste de la durée de vie d'un matériau. 7.- Pour faire suite à ce travail qui se limitait principalement à la corrosion uniforme, il est recommandé pour les prochaines années de faire le suivi du comportement de l'acier inoxydable 317LM dans le milieu de l'épurateur humide. Ceci permettra de vérifier si les extrapolations faites pour estimer la durée sont réalistes et ainsi valider l'approche ayant permis de sélectionner cette nuance d'acier inoxydable. Sur le plan fondamental, il serait également intéressant d'étudier les principaux facteurs pouvant favoriser certaines formes de corrosion localisée dans le contexte d'un épurateur humide. Mots-clés : corrosion, épurateur humide, milieu acide, aciers doux, aciers inoxydables, alliages de cuivre, alliages de nickel.

L'alumine est extraite de la bauxite grâce au procédé Bayer. Au cours de l'étape de décantation de ce procédé, les particules de boues rouges sont séparées de la liqueur contenant l'aluminate par floculation et décantation. Étant donné l'augmentation des demandes en alumine et la diminution de la qualité des bauxites disponibles, les décanteurs se doivent d'être plus grands et plus performants pour répondre à la demande. Conséquemment, la compréhension des déplacements de la boue rouge à l'intérieur des décanteurs devient très importante pour optimiser l'étape de séparation solide/liquide. Cette thèse présente une étude effectuée dans le cadre du programme de doctorat en ingénierie de l'Université du Québec à Chicoutimi, portant sur le développement d'une méthodologie permettant d'identifier et de comprendre les comportements caractéristiques et les déplacements des boues rouges. Il est difficile d'effectuer la mesure de la distribution du temps de résidence « RTD » des décanteurs, étant donné la nature chimique agressive du procédé Bayer. Une méthodologie expérimentale de traçage ferromagnétique a été développée afin d'effectuer des essais de traçage dans des décanteurs de boue rouge. Ainsi, en utilisant un traceur de poudre de fer, il est possible de simuler le comportement et le déplacement des boues rouges. Le traceur est détecté par des variations de la densité du flux magnétique entourant une bobine d'induction. En mesurant la fréquence de résonance d'un circuit LC, la masse de particules de fer présente dans la bobine est mesurée. La limite de détection de l'appareil de mesure pour des essais de traçage en continu est de 0,10 g de fer par litre de boue avec un écart-type de 13 %. Les courbes de calibrations de l'appareil de mesure dépendent cependant du type de boue, de la concentration solide de la boue et du volume de boue présent dans la bobine de mesure en plus d'être sensible aux vibrations. Les courbes RTD représentent la somme des écoulements existants à l'intérieur du décanteur. Une méthode d'analyse basée sur le modèle mathématique des réservoirs en série et sur la décomposition en pics des courbes RTD a été développée. La décomposition s'effectue selon l'importance des pics. L'écoulement associé à ces pics est soustrait tour à tour de l'écoulement global jusqu'à ce que les pics présents dans la courbe d'écoulement global ne puissent plus être différenciés du bruit expérimental. L'écoulement global du décanteur a été décomposé en cinq types d'écoulement occupant trois zones principales : zone active rapide près du centre (r = 0), zone intermédiaire (r = 0,5 r) et zone lente en périphérie (r = r). Ces pics sont associés au déplacement de la boue dans la section conique du décanteur sous l'action du râteau. Une autre zone d'écoulement est associée au délai de la RTD située entre l'origine et le début de la courbe. Ce délai est associé à une zone d'écoulement PFR existant dans la portion cylindrique du décanteur. Des injections localisées ont permis de valider l'interprétation de la méthode de décomposition. Grâce à cette technique, il a été possible d'observer des signatures typiques de problématiques industrielles telles que les courts-circuits ou « rat hole », les volumes morts, l'action des râteaux, etc.

7xxx series aluminum alloys are very attractive materials for their applications in the automotive and aerospace industries due to their excellent combination of properties such as high strength-to-density ratio, high fracture toughness and resistance to stress corrosion cracking. These aluminum alloys are generally subjected to hot forming processes such as rolling, extrusion and forging. To optimize the mechanical properties and processability of hot-formed alloys, a better understanding of the effect of micro-alloying elements on deformation behavior and microstructural evolution during hot deformation is required. Therefore，in the present study, the hot deformation behavior of the 7150 aluminum alloys containing Zr ranging from 0 to 0.19 wt%, and V ranging from 0.01 to 0.19 wt% was studied using uniaxial compression tests conducted at various temperatures (300 to 450 °C) and strain rates (0.001 to 10 s-1), respectively. The hot deformation behavior and microstructural evolution of the 7150 base alloy (Zr free) were studied. A decline ratio map of flow stresses was proposed and divided into five deformation domains, in which the flow stress behavior was correlated with different microstructures and dynamic softening mechanisms. The results reveal that the dynamic recovery is the sole softening mechanism at temperatures of 300 to 400 °C with various strain rates, and at temperatures of 400 to 450 °C with strain rates between 1 and 10 s-1. At the high deformation temperature of 450 °C with strain rates of 0.001 to 0.1 s-1, a partially recrystallized microstructure was observed and dynamic recrystallization (DRX) provided an alternative softening mechanism. Two kinds of dynamic recrystallization (DRX) might operate at the high temperature, in which discontinuous dynamic recrystallization was involved at higher strain rates and continuous dynamic recrystallization was implied at lower strain rates. After being alloyed with Zr from 0 to 0.19 wt%, the results show no significant variation in the peak flow stress or activation energy between the 7150 base alloy and the alloy containing 0.04 wt% Zr. With a further increase in the Zr content to 0.19 wt%, the values of peak flow stress and activation energy increased significantly. The solved constitutive equations yielded good predictions of the peak flow stress over wide temperature and strain-rate ranges for 7150 alloys with different Zr contents. The dynamic recovery level of the materials was reduced after being alloyed with Zr, which was associated with a decrease in the mean misorientation angle of boundaries and a decrease in subgrain size. The addition of Zr promoted the retardation of dynamic recovery and the inhibition of dynamic recrystallization during hot deformation due to the pinning effect of Al3Zr dispersoids on dislocation motion and to restrained dynamic restoration. When the material was alloyed with V from 0.01 to 0.19 wt%, the peak flow stress of the 7150 alloy significantly increased. The alloys containing 0.03-0.05 wt% V displayed higher values of peak flow stress than those with 0.11-0.19 wt% V at low temperatures, whereas they displayed comparable values at higher temperatures. The activation energy for hot deformation increased from 229 kJ/mol for the base alloy to approximately 270 kJ/mol for the alloys containing 0.03-0.05 wt% V. With further increases in V contents up to 0.19 wt%, the activation energy returned to approximately 250 kJ/mol. The vanadium-solute diffusion acted as the deformation rate-controlling mechanism for the alloys containing up to 0.05 wt% V. resulting in enhanced work hardening and improved subgrain strengthening effects. The precipitation of Al21V2 dispersoids in the alloys containing 0.11 to 0.19 wt% V promoted the retardation of dynamic recovery and the inhibition of dynamic recrystallization. The effects of Zr (0.04 to 0.15 wt%) and V additions (0.05 to 0.15 wt%) on the processing map of 7150 aluminum alloys were investigated. The results reveal that the processing map for the 7150 base alloy exhibits a single domain (Domain I), associated with dynamic recovery and partially dynamic recrystallization. With increasing Zr and V additions, Domain I shrinks towards higher temperatures and higher strain rates with decreases in efficiency of power dissipation, due to a restrained level of dynamic recovery caused by the pinning effect of Al3Zr and Al21V2 dispersoids. When the added Zr and V contents reach 0.15%, another domain (Domain II) is formed, corresponding to the cavity formation in microstructure. The flow instability during hot deformation of 7150 alloys is attributed to the formation of adiabatic shear bands and deformation bands. The instability region extends toward lower strain rates when alloyed with Zr and V. The optimum hot-working parameters for those alloys are determined to be the deformation temperature of 450 °C and strain rate of 0.01 s-1. Furthermore, a revised Sellars’ constitutive equation was proposed, which considered the effects of the deformation temperature and strain rate on the material variables and which provided an accurate estimate of the hot deformation behavior of the 7150 aluminum alloy. The results reveal that the activation energy for the hot deformation of the 7150 aluminum alloy is not a constant value but rather varies as a function of the deformation conditions. The activation energy for hot deformation decreased with increasing deformation temperature and with increasing strain rate. The peak flow stresses under various deformation conditions were predicted by a revised constitutive equation and correlated with the experimental data with excellent accuracy. Les alliages d'aluminium de la série 7xxx sont des matériaux très attractifs pour leurs applications dans les industries automobile et aéronautique en raison de leur excellente combinaison des propriétés telles que le haut rapport résistance-densité, la haute ténacité et la résistance à la fissuration par corrosion sous contraintes. Ces alliages d'aluminium sont généralement soumis à des procédés de formage à chaud tels que le laminage, l'extrusion et le forgeage. Pour optimiser les propriétés mécaniques et l'aptitude au traitement des alliages formés à chaud, une meilleure compréhension de l'effet des éléments de micro-alliage sur le comportement de déformation et de l'évolution de la microstructure durant la déformation à chaud est nécessaire. Par conséquent, dans cette étude, le comportement à la déformation à chaud des alliages d'aluminium 7150 contenant du Zr allant de 0 à 0,19% en poids, et du V allant de 0,01 à 0,19% en poids a été étudié en utilisant des essais de compression uniaxiale réalisés à différentes températures (300 à 450 ° C) et de la vitesse de déformation (0,001 à 10 s-1), respectivement. Le comportement à la déformation à chaud et l'évolution de la microstructure de l'alliage de base 7150 ont été étudiés. Un contour du rapport diminué de contraintes a été proposé et divisée en cinq domaines de déformation dans lesquelles le comportement des contraintes d'écoulement a été mis en corrélation avec différentes microstructures et mécanismes d'adoucissement dynamiques. Les résultats révèlent que la restauration dynamique est le seul mécanisme d’adoucissement à des températures de 300 à 400°C avec différentes vitesses de déformation, et à des températures de 400 à 450°C avec des vitesses de déformation comprises entre 1 et 10 s-1. A la température élevée de déformation de 450°C avec un taux de contraintes de 0,001 à 0,1s-1, une microstructure partiellement recristallisée a été observée et la recristallisation dynamique (DRX) a fourni un mécanisme alternatif d’adoucissement. Deux types de recristallisation dynamique (DRX) pourraient fonctionner à la température élevée, l’une dans laquelle la recristallisation dynamique discontinue a participé à la hausse des vitesses de déformation et l’autre, la recristallisation dynamique continue qui a été impliquée à des vitesses de déformation plus faibles. Après avoir été allié avec du Zr de 0 à 0,19% en poids, les résultats ne montrent pas de variation significative du pic de la contrainte d'écoulement ou de l'énergie d'activation entre l'alliage de base 7150 et l'alliage contenant 0,04% en poids de Zr. Avec une augmentation supplémentaire de la teneur en Zr jusqu’à 0,19% en poids, les valeurs du pic des contraintes d’écoulement et de l'énergie d'activation ont augmenté de manière significative. Les équations constitutives résolues ont donné de bonnes prédictions du pic de la contrainte d’écoulement sur des gammes de température et de vitesse de déformation plus large pour les alliages 7150 ayant différentes teneurs en Zr. Le niveau de restauration dynamique des matériaux a été réduite après avoir été allié avec le Zr, qui a été associée à une diminution de l'angle moyen de désorientation des limites et d'une diminution de la taille des sous-grains. L'addition de Zr a favorisée le retard de la reprise dynamique et l'inhibition de la recristallisation dynamique pendant la déformation à chaud à cause de l'effet de restriction des précipités Al3Zr sur le mouvement des dislocations et la maitrise de la restauration dynamique. Lorsque le matériau a été allié avec du V de 0,01 à 0,19% en poids, la pic des contraintes d'écoulement de l'alliage 7150 a augmenté de manière significative. Les alliages contenant de 0,03 à 0,05% en poids de V ont montré des valeurs du pic de la contrainte à l’écoulement plus élevés que ceux qui contiennent une teneur de V de 0,11 à 0,19% en poids à basse température, alors qu'ils montraient des valeurs comparables à des températures plus élevées. L'énergie d'activation pour la déformation à chaud est passé de 229 kJ/mol pour l'alliage de base à environ 270 kJ/mol pour les alliages contenant de 0,03 à 0,05% en poids de V. Avec de nouvelles augmentations des teneurs en V jusqu'à 0,19% en poids, l'énergie d'activation est revenue à environ 250 kJ/mol. La diffusion de la solution de vanadium a agi en tant que mécanisme de contrôle de la vitesse de déformation pour les alliages contenant jusqu'à 0,05% en poids de V, ce qui améliore l’écrouissage et le renforcement des effets de sous-grains. La précipitation of Al21V2 dans les alliages contenant de 0,11 à 0,19% en poids de V favorise la retardation de la restauration dynamique et l'inhibition de la recristallisation dynamique. Les effets de l’addition du Zr (de 0.04 à 0.15% en poids) et du V (0.05 à 0.15% en poids) sur la déformation à chaud et la cartographie du processus des alliages d'aluminium 7150 ont été étudiés en utilisant des essais de compression uniaxiale réalisés à différentes températures (300 à 450°C) et différents vitesses de contraintes (de 0.001 à 10 s-1). Les résultats révèlent que la carte de traitement de l'alliage de base 7150 présente un seul domaine (Domaine I), associé à la récupération dynamique et la recristallisation dynamique partielle. Avec l'augmentation de l’addition du Zr et du V, le domaine I rétrécit vers des températures plus élevées et des vitesses plus élevés de contrainte avec des baisses de l'efficacité de la puissance de dissipation, en raison d'un niveau restreint de la restauration dynamique provoquée par l'effet de l'épinglage des dispersoïdes Al3Zr et Al21V2. Lorsque le contenu ajouté de Zr et V atteint 0.15%, un autre domaine (Domaine II) est formée, correspondant à la formation de la cavité dans la microstructure. L'instabilité de l'écoulement durant la déformation à chaud des alliages 7150 est attribuée à la formation de bandes de cisaillement adiabatiques et des bandes de déformation. La région d'instabilité s'étend vers des taux de déformation inférieurs lorsqu'il est allié avec le Zr et le V. Les paramètres optimaux du formage à chaud pour ces alliages sont déterminés comme étant la température de déformation de 450°C et la vitesse de contrainte de 0.01 s-1. L’équation constitutive révisée de Sellars a été proposée, qui a considéré les effets de la température de déformation et la vitesse de déformation sur les constantes des matériaux et qui a fourni une estimation précise du comportement de la déformation à chaud de l'alliage 7150 en aluminium. Les résultats révèlent que l'énergie d'activation de la déformation à chaud de l'alliage d'aluminium 7150 n'est pas une valeur constante, mais plutôt varie comme une fonction des conditions de déformation. L'énergie d'activation de la déformation à chaud a diminué avec l'augmentation de la température de déformation et avec l'augmentation de la vitesse de déformation. Les pics des contraintes d’écoulement sous différente conditions de déformation ont été prédits par une équation constitutive révisée et mis en corrélation avec les données expérimentales avec une excellente précision.

Semisolid metal forming is becoming more and more attractive in the foundry industry due to its low cost and easy operation to produce high quality near-net-shape components. Over the past years, semisolid forming technique is mainly applied on the casting aluminum alloys due to their superior castability because of low melting temperature and viscosity. In semisolid forming field, thixoforming has been majorly used which involves of reheating the billet into semisolid state followed by casting process. Rheocasting is a more economic semisolid processing compared to thixoforming, which the semisolid billet is produced directly from liquid phase. The SEED process is one of reliable rheocasting techniques to produce high quality semisolid billets. To produce high quality semisolid billets, their unique rheological properties have been the most important issue need to be fully investigated. The aim of present project is to produce high quality semisolid AA7075 billets by SEED process and analyze their rheological properties under various process conditions. The effect of the SEED processing parameters and grain refiners on the semisolid microstructure and rheoformability were investigated. The deformation and rheological behavior of the semisolid billets of AA7075 base and its grain-refined alloys were studied using parallel-plate viscometer. In the first part, the evolution of liquid fraction to temperature of semisolid AA7075 alloy was investigated using Differential Scanning Calorimetry (DSC). It was found that the liquidus and solidus temperature of AA7075 alloy were 631℃ and 490℃ respectively. And the corresponding temperatures of solid fraction of 40% and 60% were 622℃ and 610℃, which was recognized as the temperature window for semisolid forming of this alloy. In the second part, the semisolid slurries were rheocasted using SEED technology and the effect of the SEED process parameters like swirling frequency and demolding temperature on evolution of microstructure was studied. It was found that the swirling frequency has a strong influence on the mean grain size and morphology of primary α-Al particles. With increasing swirling frequency, the mean size of α-Al particles first decreased significantly and then kept constant or increased slightly, due to the fragment and aggregation of solid particles. Microstructures also revealed that the α-Al particles tend to transform from dendrite-like to rosette-like to globular-like morphology due to the stirring movement. In the third part, the effects of TiB2 and Zr on the microstructure of semisolid AA7075 alloy were investigated. The microstructure observation and the intermetallic phase identification were carried out by optical microscopy equipped with Clemex analyzer and scanning electron microscopy (SEM). The mean size of primary α-Al particles decreases from more than 110 μm to less than 90 μm and the morphology changes from dendritic-like to globular-like with the addition of TiB2. With the addition of Zr or Zr + TiB2, the mean size and morphology of primary α-Al particles didn't show significant modification. Furthermore, the addition of TiB2 shows significant refinement on three intermetallic phases (Mg(Zn,Cu,Al)2, Fe-rich Al(Fe,Mn)Si and Mg2Si. All the intermetallic phases become finer in size and more uniform distribution among the grains. Finally, the rheological behavior and microstructure of deformed semisolid billets of AA7075 base and grain-refined alloys were investigated using parallel-plate viscometer. Images analysis shows that liquid segregates from center to edge of the billet during compression and with increasing temperature the liquid segregation becomes more significant. The apparent viscosity of two alloys decreases with the increasing shear rate, indicating shear thinning behavior. Shear rate jump phenomenon (first increase and then decrease) occurred at lower solid fraction, reaching a maximum shear rate value. The whole compression processing is divided into two parts: shear rate increasing part and shear rate decreasing part. For higher solid fraction, the shear rate decreases continuously and slowly. The attainable maximum shear rate value increases with the decreasing solid fraction. During the shear rate decreasing part, at any given shear rate the viscosity increases with the increasing solid fraction. The comparison of the viscosity of two alloys indicated that the TiB2-refined AA7075 alloy has lower viscosity (shear rate decreasing part) due to small grain size and globular grain shape. In addition, the grain refinement significantly expands the solid fraction range of good rheoformability from 42%-48% for the base alloy to 42%-55% for the refined alloy. La formation des matériaux métalliques à l’état semi-solide attire de plus en plus l’industrie dû à ses coûts peu élevés et à la facilité avec laquelle il permet de produire des composants aux formes très nettes de qualité supérieure. Depuis les dernières décennies, la technique de mise en forme du métal semi-solide s’applique principalement à la fonderie d’alliages d’aluminium, grâce à sa bonne coulabilité causée par ses basses températures de fusion et de viscosité. Le thixoformage, qui implique de chauffer des lopins jusqu’à l’état semi-solide avant de procéder à la fonte, était majoritairement utilisé. Cette technique est cependant plus couteuse que le rhéomoulage, procédé par lequel le lopin est produit en premier lieu en phase liquide. Le procédé SEED est l’un des plus fiable pour produire des lopins de la meilleure qualité qui soit. Afin de produire des lopins semi-solides d’une telle qualité, leurs propriétés rhéologiques uniques ont été sujet aux plus profondes investigations. Le présent projet a pour objectif de produire des lopins semi-solides AA7075 de haute qualité par le procédé SEED et d’analyser leurs propriétés rhéoligiques sous plusieurs conditions. Pour ce faire, les effets des paramètres de traitement et des affineurs de grain sur la microstructure et la rhéoformabilité ont été investigués. La déformation et le comportement rhéologique des lopins de base AA7075 et des alliages raffinés ont été étudiés en utilisant un viscosimètre à plaques parallèles. Dans la première partie, l’évolution de la fraction de liquide selon la température de l’alliage AA7075 semi-solide a été examinée à l’aide d’un Calorimètre Différentielle à Balayage (DSC). Il a été démontré que le liquidus et le solidus de l’alliage AA7075 étaient respectivement de 631°C et de 500°C. Les températures correspondantes de la fraction de solide de 40% et de 60% étaient de 622°C et 610°C, ce qui correspond à la fenêtre de température pour former un alliage semi-solide. Dans un second lieu, les lopins semi-solides ont été rhéomoulés en utilisant la technologie SEED et l’effet des paramètres du procédé SEED, comme la fréquence de tourbillonnement et la température de démoulage sur l’évolution de la microstrucrure, ont été étudiées. Il a été montré que la fréquence de tourbillonnement a une forte influence sur la taille moyenne des grains et la morphologie des particules primaires -Al. En augmentant de façon continue la fréquence de tourbillonement, la taille moyenne des grains des particules -Al a d’abord diminué de façon significative, pour ensuite rester constante ou augmenter légèrement en raison de la fragmentation et de l’aggrégation des particules solides. Les microstructures ont également révélé que les particules ont tendance à passer de la forme en dentrite vers une forne en rosette, puis vers une forme plus sphérique à cause de la vibration. Dans la troisième partie, les effets de TiB2 et du Zr sur la microstructure de l’alliage AA7075 semi-solide ont été étudiés. L’examen de la microstructure et l’identification des phases intermétalliques ont été réalisées par microscope optique, au moyen du microscope électronique à balayage Clemex (SEM) . La taille moyenne des particules primaires de -Al diminue de plus de 110 um à moins de 90 um et, avec l’addition de TiB2, leur morphologie passe de dendritique à globulaire. Avec l’ajout de Zr ou Zr + TiB2, la taille moyenne et la morphologie des particules -Al primaire n'a pas montré de modification significative. De plus, l'ajout de TiB2 engendre un raffinement significatif sur trois phases intermétalliques (Mg(Zn,Cu,Al)2, Al(Fe,Mn)Si riche en fer et Mg2Si. Toutes les phases intermétalliques obtiennent une taille plus fine et une distribution plus uniforme parmi les grains. Enfin, le comportement rhéologique et la microstructure des lopins déformés semi-solides de la base AA7075 et les alliages à grains raffinés ont été étudiés à l'aide de plaques parallèles viscosimètres. L’analyse des images montre que les liquides migrent du centre vers le bord du lopin lors de la compression et, avec l'augmentation de la température, ce mouvement devient plus important. La viscosité de deux alliages diminue avec l’augmentation de la vitesse de cisaillement, ce qui indique un comportement de fluidification par cisaillement. Le taux de cisaillement subit une grande variation (augmente d’abord puis diminue ensuite) lorsque la fraction solide est plus basse, atteignant ainsi son maximum. La compression se compose donc de deux étapes : la partie où le taux de cisaillement croît, et celle où il décroît. Lorsque la fraction solide est plus haute, le taux de cisaillement diminue de façon continuelle et lente. Le plafond du taux de cisaillement augmente à mesure que diminue la fraction solide. Lorsque la vitesse de cisaillement décroît, la viscosité augmente avec la fraction solide. La comparaison de la viscosité des deux alliages a indiqué que l’alliage raffiné AA7075 TiB2 a une viscosité plus faible (partie décroissante du taux de cisaillement) en raison de la petite taille des grains et de sa forme globulaire. De plus, le raffinement du grain étend de façon significative la plage de fraction solide permettant une bonne rhéoformabilité, soit de 42%-48% pour l’alliage de base à 42%-55% pour l’alliage raffiné.

Dans un complexe de fabrication d'aluminium, le procédé de cuisson des anodes donne lieu à une libération importante de matières volatiles combustibles. Le présent travail vise à mieux comprendre la cinétique de dégagement de ces substances. À cette fin, un dispositif thermogravimétrique de grandes dimensions a été mis au point de façon à pouvoir simuler le mieux possible l'environnement industriel. Des échantillons de deux masses distinctes ont été soumis à la pyrolyse à différents rythmes de chauffage. La perte de poids et les concentrations des gaz dégagés ont été enregistrées tout au long de la montée en température. Les résultats cinétiques sont rapportés pour le méthane, l'hydrogène et le goudron. L'ordre de réaction ne varie pas avec la vitesse de chauffage alors que l'énergie d'activation et le facteur pré-exponentiel augmentent. De plus, pour les grosseurs d'échantillons étudiées, il a été trouvé que la masse du solide n'influence pas la valeur des paramètres cinétiques.

Aluminum-silicon casting alloys have shown great promise in several fields of engineering and have proved highly suitable for use in automotive, marine, and aerospace applications where, through appropriate molten metal processing and suitable heat treatments, the manufacturing of diverse parts is made possible. Developments in aluminum alloys and optimization of casting techniques have led to improved material properties and functional integration which enable aluminum castings to satisfy current market requirements. Although the automotive industry is focused on reducing fuel consumption, the development of diesel and direct fuel injection gasoline engines with high specific powers in recent years have resulted in a marked performance impact on piston materials due to increased combustion pressure and piston temperatures. Reductions in the weight of key engine components together with higher service temperatures would allow for more efficient operation. While aluminum-silicon cast components are generally limited to service conditions of no more than 230°C, operating conditions in automotive components often result in much higher temperatures. Improving the high temperature mechanical properties requires an understanding of the factors which are related principally to a decrease in the strength of the alloy with increasing temperature. The use of transitions element additions of Ni, Zr and Sc to increase high temperature strength in aluminum alloys is based on the production of coherent or semi-coherent L12 type precipitates of Al3Ni, Al3Zr, or Al3Sc, which are better able to support overaging at higher temperatures due to their stability at higher temperatures, compared to the Al2Cu and Mg2Si precipitates normally present in cast aluminum alloys. The present study was carried out to investigate the effects of Ni (high and low), Mn, Zr, and Sc additions, individually or in combination with other additives, on the microstructure and tensile properties of 354 casting alloy (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) at ambient and at high temperatures (155°C and 300°C) using different holding times at testing temperature. Tensile tests were carried out in the as-cast, solution heat-treated, and aged conditions using different aging temperatures and times. Quality charts were used as an evaluation tool for selecting the optimum conditions to achieve superior tensile properties and optimum quality in 354-type alloys. Nine alloys were prepared using the 354 alloy, comprising a) Stage I alloys – base 354 alloy (G1) and four others (alloys G2 to G5) containing Ni (low) and Zr additions, for testing at room and at high temperature, and b) Stage II alloys comprising the base alloy (G1) and five others (alloys G6 to G10) containing Ni (high), Mn, Sc, Zr, added individually or in combination, and one alloy (G7) containing no copper, which were tested at room temperature. An analysis of the data obtained from microstructural and thermal analyses and tensile tests shows that the tensile behavior of 354-type cast alloys is strongly influenced by the testing temperature and the holding time at temperature prior to testing. The influence of minor additions of Ni and Zr to these alloys on their high temperature performance is controlled by their T6-properties at room temperature. Addition of 0.2wt% Ni and 0.2wt% Zr (alloy G4) improves the T6-tensile properties considerably, compared to the as-cast condition. Addition of 0.4wt% Ni + 0.4wt% Zr (alloy G5) is not sufficient to resist softening at 300°C/100h. Addition of 0.4wt% Ni to alloy 354 (G2 and G5 alloys) leads to a decrease in the tensile properties, attributed to a Ni–Cu reaction that interferes with the formation of Al2Cu strengthening precipitates and affects the age hardening process. The L12 Al3(Zr,Ti) phase, the block-like (Al,Si)2(Zr,Ti) phase, and the needle-like (Al,Si)3(Zr,Ti) phase are the main features observed in the microstructure of alloys G3, G4 and G5 containing 0.2-0.4wt% Zr additions. The presence of Q-Al5Cu2Mg8Si6 phase and Al3Ni phase is observed in samples tested at 300°C after 10 h holding. Holding the tensile samples of T6-treated G1 alloy resulted in a marked increase in the density of precipitated particles, most of the particles maintaining a spherical shape. Also, aging the solutionized alloy at 190°C for 2 h resulted in an increase in the density of the precipitated Al2Cu. Increasing the holding time prior to deformation to 100 h resulted in the change in the morphology of the Al2Cu precipitates into thin platelets distributed in two perpendicular directions. In the Stage II alloys, the main reactions are detected during the solidification of the 354 alloys: formation of the α-Al dendritic network, followed by precipitation of the Al-Si eutectic and post-eutectic β-Al5FeSi; Mg2Si phase; transformation of the β-phase into π-Al8Mg3FeSi6 phase; and finally precipitation of Al2Cu and Q-Al5Mg8Cu2Si6 phases. With 2wt% Ni addition, the formation of Al9FeNi and Al3CuNi phases is observed. In the base 354 alloy, the main phases are restricted to Cu-, Mg-, and Fe-rich intermetallic phases. The Si particle characteristics and volume fraction of intermetallics are influenced by the cooling rate and Mg level, while addition of Fe and/or Mn also has a slight influence (alloy G9). In alloys G8 and G9, Fe, Mn and Ni interact to form new intermetallic phases; an increase in Fe content leads to the formation of polyhedral/star-like sludge particles in addition to the α-Fe script and β-Al5FeSi phases, increasing the volume fraction of intermetallics formed; the presence of the hard sludge particles within the soft α-Al dendrites improves the alloy properties. The secondary dendrite arm spacing (SDAS) does not differ much among the alloys studied. The average SDAS of the as-cast tensile samples of the six alloys was found to be ~18 μm. Solution treatment of Stage II alloys (at 500°C/8h) results in almost complete dissolution of the Al2Cu phase; partial dissolution of the β-Al5FeSi phase, and a high degree of decomposition of the π-phase into β-phase; the Q-Al5Mg8Cu2Si6, α-Fe and sludge particles remain insoluble. Zirconium and Sc react only with Ti, Si and Al to form ZrSi, (Al,Si)2(Zr,Ti), (Al,Si)3(Zr,Ti), Si(Ti,Zr), Al3Zr, and Si(Sc,Zr) phases. The Zr-rich intemetallics appear in two different forms: (a) the block-like (Al,Si)2(Zr,Ti) phase which contains a higher level of Si, and the needle-like (Al,Si)3(Zr,Ti) phase containing a higher level of aluminum. The beneficial effects of Zr, Sc and Ti additions appear in the refining of the α-Al grain size and transforming its morphology from dendritic to non-dendritic type, which reduces the size of the Al2Cu and α-Fe particles. The Zr-containing intermetallics appear to be refined and more uniformly distributed in the matrix in the presence of Sc. Among the Stage II alloys (G6 to G10), solution heat treatment improves the tensile properties and alloy quality of all alloys. The presence of Ni and Zr in G7 alloy (with no Cu), and Sc and Zr in G10 alloy provides further improvement as these alloys show the best Q and YS values. With respect to the addition of Cu and Mg in 354 type alloys, the quality index of the alloy castings is controlled by the net amount by which the strength is increased and the ductility is reduced. Aging treatment of 354-type alloy castings produces a wide range of tensile properties based on the aging temperatures and times applied. Multiple aging peaks are observed in the age-hardening curves of alloys G6 to G10, related to the precipitation sequence which occurs in each alloy. Depending on the required tensile properties, suitable aging conditions may be recommended based on the best possible compromise between strength, quality, and aging time involved in the process. The best combination of properties is achieved after aging at 190°C/2h for all alloys studied, with an exception of alloy G9 that showed the best combination at 190°C/4h. These conditions may therefore be considered as the appropriate T6 treatment for these alloys. Aging at 190°C introduces a technologically useful strategy for this particular alloy system as it provides a significant economic benefit in the form of a noticeable reduction in the aging time required to reach peak strength. The quality charts developed in the course of this study facilitate the interpretation of the tensile properties of 354 alloys, providing a logical evaluation tool for an accurate prediction of the influence of the various metallurgical parameters investigated on the alloys. Based on the quality charts developed, it is possible to make a rigorous selection as to the most suitable parameters to be applied to 354 type alloys so as to obtain the best possible cost-effective compromise between alloy strength and quality. Les alliages d’aluminium-silicium ont montré de nombreux avantages dans divers domaines de l’ingénierie. Ils ont prouvé être adaptés à l’industrie automobile, marine et aérospatiale pour lesquelles, avec des procédés de fusion et de traitements thermiques adaptés, la fabrication de différentes pièces est possible. Le développement des alliages d’aluminium et l’optimisation des techniques de coulées ont permis d’améliorer les propriétés des alliages et leur intégration fonctionnelle. Ceci permet aux alliages d’aluminium de satisfaire les critères actuels du marché. Bien que l’industrie automobile soit concentrée sur la réduction de la consommation d’essence, le développement ces dernières années des moteurs de haute puissance, à injection direct ainsi qu’à diesel, a entrainé un impact marqué sur la performance des matériaux servant à la fabrication des pistons, ceci due à l’augmentation de la pression de combustion et de la température des pistons. La réduction de poids dans les composants clés des moteurs ainsi qu’une température de service plus haute permettraient des opérations encore plus efficaces. Alors que les pièces coulées d’aluminium-silicium sont généralement limitées à des conditions de services inférieurs à 230°C, les conditions d’opérations des composants automobiles sont souvent à plus haute température. Améliorer les propriétés mécaniques de haute température demande une compréhension des facteurs reliés à une baisse de la résistance des alliages lors de l’augmentation de la température. L’ajout d’éléments de transition de Ni, Zr et Sc pour améliorer la résistance aux hautes températures des alliages d’aluminium est basé sur la production de précipité de Al3Ni, Al3Zr, ou Al3Sc de type L12 cohérent et semi-cohérent, lesquels supportent mieux le vieillissement à haute température, ceci due à une meilleure stabilité à ces mêmes températures en comparaison avec les précipités de Al2Cu et Mg2Si qui sont généralement présents dans les alliages d’aluminium. Cette étude a été réalisée dans le but d’évaluer les effets des ajouts de Ni (à fort ou faible taux), Mn, Zr et Sc, individuellement ou combinés avec d’autres additifs, sur les microstructures et les propriétés de traction, à température ambiante et à haute température, de l’alliage 354 (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) pour un temps de vieillissement plus ou moins long. Les échantillons de traction ont été testés dans des conditions «as-cast», et en utilisant diverses températures de traitement thermique et différents temps de vieillissement. Des diagrammes d’indice de qualité ont été utilisés comme outil d’évaluation pour choisir les conditions optimums devant être appliquées pour obtenir des propriétés de traction supérieures et la meilleure qualité possible pour les alliages 354. Neuf alliages 354 ont été préparés comprenant a) les alliages de l’étape I – alliage 354 de base (G1) et quatre autres (alliages G2 à G5) contenant des ajouts de Ni (faible taux) et de Zr, pour être testé à température ambiante et à haute température et b) les alliages de l’étape II contenant l’alliage de base (G1) et cinq autres (alliages G6 à G10) contenant Ni (fort taux), Mn, Sc, et Zr ajoutés individuellement ou combinés et un alliage (G7) ne contenant pas de cuivre, testé à température ambiante. Une analyse des données obtenues à partir des études microstructurale et thermique ainsi que des essais de traction montrent que le comportement mécanique des alliages 354 est fortement influencé par la température et le temps pendant lequel elle est maintenue avant l’essai. L’influence d’ajout mineur de Ni et Zr à ces alliages sur leur performance à haute température est contrôlée par leurs propriétés T6 à température ambiante. L’ajout de 0.2wt% Ni et 0.2wt% Zr (alliage G4) améliore considérablement les propriétés de traction T6 en comparaison au «as-cast». L’ajout de 0.4wt% Ni + 0.4wt% Zr (alliage G5) à l’alliage 354 n’est pas suffisant pour résister au ramollissement à 300°C/100h. L’ajout de 0.4wt% Ni à l’alliage 354 (alliages G2 et G5) amène une diminution des propriétés de traction. Cette diminution peut être attribuée à une réaction Ni-Cu qui interférerait avec la formation du précipité, renforçant Al2Cu, et affecterait le processus de durcissement par le vieillissement. La phase L12 Al3(Zr,Ti), la phase massive «block-like» (Al,Si)2(Zr,Ti), et la phase aciculaire (Al,Si)3(Zr,Ti) sont les principales caractéristiques observées dans la microstructure des alliages G3, G4 et G5 contenant 0.2-0.4wt% d’ajout de Zr. La présence de la phase Q-Al5Cu2Mg8Si6 et de la phase Al3Ni est observée dans les échantillons traités à 300°C et après plus de 10h de vieillissement. Maintenir pour un temps donné les échantillons de traction de l’alliage G1 traité thermiquement avec la méthode T6 entraine une augmentation marquée de la densité de particules précipitées, la majorité des particules restant de forme sphérique. De plus, vieillir l’alliage mis en solution à 190°C durant deux heures augmente la densité d’Al2Cu précipité. Augmenter la durée du temps de maintien, avant la déformation, à 100h permet de changer la morphologie du précipité Al2Cu en fines plaquettes distribuées selon deux directions perpendiculaires. Dans les alliages de l’étape II, les principales réactions sont détectées durant la solidification de l’alliage 354 soit: la formation de réseau dendritique de α-Al, suivi de la précipitation de des phases eutectique Al-Si et post-eutectique β-Al5FeSi; Mg2Si; la transformation de la phase β en π-Al8Mg3FeSi6; et finalement, la précipitation des phases Al2Cu et Q-Al5Mg8Cu2Si6. Avec un ajout de 2wt% Ni, la formation des phases Al9FeNi et Al3CuNi est observée. Dans l’alliage 354 de base, les principales phases sont restreintes aux phases intermétalliques de Cu, Mg et Fe. Les caractéristiques de la particule Si et le volume de fractions intermétalliques sont influencés par la vitesse de refroidissement et le taux de Mg, alors que l’ajout de Fe et/ou Mn à une faible influence (alliage G9). Dans l’alliage G8 et G9, Fe, Mn, et Ni interagissent pour former de nouvelles phases intermétalliques; une augmentation de la quantité de Fe entraine la formation de particules «sludge» de forme polyédrique et étoilée en plus des phases α-Fe et β-Al5FeSi, augmentant le volume de la fraction intermétallique formée; la présence de particules «sludge» dures dans les dendrites α-Al molles améliore les propriétés de l’alliage. Le deuxième espace du bras dendritique (SDAS) n’est pas très différent dans les divers alliages étudiés. La moyenne SDAS des échantillons de traction « as-cast » des six alliages est d’environ 18 μm. Le traitement en solution des alliages de l’étape II (à 500°C/8h) permet la dissolution presque complète de la phase Al2Cu; la dissolution partielle de la phase β-Al5FeSi, et un fort degré de décomposition de la phase π en phase β; les particules Q-Al5Mg8Cu2Si6, α-Fe et «sludge» restent insoluble. Zr et Sc réagissent uniquement avec Ti, Si et Al pour former les phases ZrSi, (Al,Si)2(Zr,Ti), (Al,Si)3(Zr,Ti), Si(Ti,Zr), Al3Zr, et Si(Sc,Zr). Les phases intermétalliques riche en Zr apparaissent sous deux formes différentes: (a) la phase (Al,Si)2(Zr,Ti) en forme de bloc qui contient plus de silicium, et la phase aciculaire (Al,Si)3(Zr,Ti) contenant plus d’aluminium. Les effets bénéfiques des ajouts de Zr, Sc et Ti se voit à l’affinement de la taille des grains α-Al et à la transformation de leurs morphologie dendritique en non dendritique, ce qui réduit la taille des particules Al2Cu et α-Fe. Les phases intermétalliques contenant Zr semblent être affinées et distribuées de manière plus uniforme dans la matrice en présence de Sc. Dans les alliages de l’étape II (G6 à G10), le traitement thermique améliore les propriétés de traction et la qualité de tous les alliages. La présence de Ni et Zr dans l’alliage G7 (sans Cu) et de Sc et Zr dans l’alliage G10 améliore ces alliages puisqu’ils montrent les meilleures valeurs Q et YS. Concernant l’ajout de Cu et Mg dans l’alliage 354, l’indice de qualité de l’alliage coulé est contrôlé par le taux d’augmentation de la résistance et de la réduction de la ductilité. Le vieillissement des alliages 354 coulés produit un large éventail de propriétés de traction dépendamment des températures et temps de vieillissement. Des pics multiples de vieillissement sont observés le long des courbes de durcissement par le vieillissement des alliages G6 à G10. Ces pics sont reliés à la séquence de précipitation qui a lieu dans chaque alliage. Dépendamment des propriétés de tension requises, des conditions de vieillissement appropriées peuvent être recommandées, basé sur le meilleur compromis entre la résistance, la qualité et le temps de vieillissement impliqués dans le procédé. La meilleure combinaison de propriétés est atteinte après un vieillissement à 190°C/h pour tous les alliages étudiés à l’exception de l’alliage G9 qui montre une meilleure combinaison à 190°C/4h. Ces conditions peuvent donc être considérées comme le traitement T6 le plus approprié pour ces alliages. Un vieillissement à 190°C est une méthode intéressante pour ce système d’alliage en particulier puisqu’elle amène une économie significative par la réduction du temps de vieillissement requis pour atteindre le pic de résistance. Les diagrammes d’indice de qualité développés durant ce projet facilitent l’interprétation des propriétés de traction de l’alliage 354, permettant un outil d’évaluation pour une prédiction précise de l’influence des paramètres métallurgiques étudiés pour ces alliages. Basé sur les diagrammes d’indice de qualité développés, il est possible de faire une sélection rigoureuse des paramètres les plus appropriés devant être appliqués aux alliages 354 et d’obtenir le meilleur compromis entre la résistance et la qualité de l’alliage.

Superhydrophobic thin films based on metal substrateshas attracted great attention due to a wide range of applications in the industry including anti-corrosion, anti-icing and self-cleaning surfaces. Recently, numerous methods have been reported to prepare superhydrophobic thin films but most of them will be destroyed or degrade quickly when applied outdoor or in harsh environments. Therefore, it is extremely important to develop durable superhydrophobic thin films, especially considering the properties of corrosion resistance, Ultra-Violet (UV) durabilityand mechanical durability. In this project, superhydrophobic cobalt stearate thin films with excellent anti-corrosion properties were successfully fabricated on aluminum substrates via a simple, electrodeposition process. The correlation between the surface morphology, composition as well as wetting properties and the molar ratio of inorganic cobalt salt/organic stearic acid in the electrolyte were studied carefully.The optimum superhydrophobic surface formed on the cathodic aluminum substrate was found to have a maximum contact angle of 161o and the largest polarization resistance of 1591 kΩ cm2, indicating an excellent barrier against chemical corrosion. Electrical equivalent circuits have been suggested to better understand the corrosion principals on the interface based on the data from the corresponding electrochemical impedance spectroscopy (EIS). In the aspect of UV durable superhydrophobic thin films, the electrodeposited superhydrophobic cobalt stearate thin films as mentioned above were found to be UV durable as the roll-off properties sustain in the period of two months’ accelerated UV degradation test. Furthermore, inspired from this finding, another novel superhydrophobic nanocomposite thin films have been successfully fabricated on aluminum substrates by embedding cobalt stearate (CoSA)-covered TiO2 nanoparticles in a hydrophobic polymethyl-hydrosiloxane (PMHS) matrix (PMHS/TiO2@CoSA) utilizing the sol-gel process. Compared to sharp decreases of water contact angle on the superhydrophobic PMHS/TiO2 thin films (without CoSA), the PMHS/TiO2@CoSA superhydrophobic thin films exhibited a nearly constant water contact angle of 160o under continuous UV irradiation for more than one month. The designed scheme of TiO2@CoSA core-shell structure not only increases the hydrophobic properties TiO2 nanoparticles surface,but also confined the photocatalytic efficiency of TiO2 nanoparticles. A plausible model has been suggested to explain the UV durable mechanism. In addition, to improve the adhesion strength of superhydrophobic nanocomposite PMHS/TiO2@CoSA thin films, the thin self-assembled monolayers (SAM) of GPTS were deposited on the surface of aluminum substrates. The presence of SAM was confirmed by ATR-FTIR, EDX as well as EIS studies. The adhesion strength was expected to be improved by the formation of chemical bondings due to the presence of SAM. But both of the results were found to be 2B between the substrates of as-received aluminum and SAM modified aluminum following the (ASTM) D 3359-02 adhesion test. However, a few improvements on adhesion strength could be detected by comparing the surfaces on as-received aluminum and SAM modified aluminum substrates after the removal of adhesive tape. It is believed that this project will contribute to a better understanding of superhydrophobic phenomena as well as realizing the application of superhydrophobic surfaces in the industrial world. Les couches minces superhydrophobes déposées sur des substrats métalliques ont suscité beaucoup d’attention vu leurs nombreuses applications industrielles comme les revêtements anticorrosifs et antigivrants ainsi que les surfaces autonettoyantes. Ces derniers temps, de nombreuses méthodes d’élaboration de couches minces ont été proposées. Cependant, la plupart des couches obtenues se détruisent ou se dégradent assez rapidement lorsqu’elles sont utilisées à l’extérieur ou exposées à des conditions sévères. Par conséquent, il est très important de développer des couches minces superhydrophobes résistantes ayant de bonnes propriétés anticorrosion et anti ultraviolet ainsi qu’une bonne résistance mécanique. Dans ce projet, des couches minces superhydrophobes de stéarate de cobalt, ayant de très bonnes propriétés anticorrosion, ont été élaborées avec succès par électrodéposition sur un substrat d’aluminium. Ensuite, les corrélations entre les propriétés de la surface (morphologie, composition et mouillabilité) et le rapport molaire sel de cobalt inorganique/acide stéarique organique dans l’électrolyte ont été étudiées minutieusement. Il a été observé que la surface superhydrophobe optimale, formée sur un substrat d’aluminium cathodique, possède l’angle de contact maximal de 161° et la résistance de polarisation la plus élevée de 1591kΩ cm2, offrant ainsi une excellente barrière contre la corrosion. Afin de mieux comprendre les principes de la corrosion à l’interface, un circuit électrique équivalent a été proposé en se basant sur les données obtenues par spectroscopie d’impédance électrochimique (EIS). Par ailleurs, il a été observé que le dépôt électrolytique superhydrophobe de stéarate de cobalt possède une bonne résistance aux rayonnements ultraviolets (UV). En effet, après un test de dégradation accélérée par UV de deux mois, les propriétés hydrophobes des couches minces ne se sont pas altérées. En se basant sur ces résultats, d’autres couches minces innovantes, faites à partir dépôts nanocomposites superhydrophobes, ont été fabriquées avec succès sur des substrats d’aluminium. Pour cela, des nanoparticules de TiO2 revêtues de stéarate de cobalt (CoSA) ont été incorporées dans une matrice de polyméthyle-hydrosiloxane (PMHS) superhydrophobe (PMHS/TiO2@CoSA) en utilisant le procédé sol-gel. Alors que les couches minces superhydrophobes de PMHS/TiO2 (sans CoSA) montrent une diminution rapide de l’angle de contact avec l’eau après irradiation continue par rayonnement UV pendant plus d’un mois, les couches de PMHS/TiO2@CoSA conservent un angle quasi-constant de 160°. La structure en noyau-enveloppe de TiO2@CoSA permet non seulement d’augmenter les propriétés hydrophobiques de la surface des nanoparticules TiO2, mais aussi de limiter leur activité photocatalytique. Un modèle plausible a été proposé pour expliquer les mécanismes de résistance aux UV. En outre, afin d’améliorer l’adhérence des couches minces nanocomposites superhydrophobes PMHS/TiO2@CoSA, des monocouches auto-assemblées (SAM) de GPTS ont été déposées sur des substrats d’aluminium. La présence des SAM a ensuite été confirmée par des analyses ATR-FTIR, EDX ainsi que EIS. Il a été espéré que les SAM améliorent l’adhérence au substrat par la formation de liaisons chimiques. Cependant, Les tests sur des substrats non-traités et des substrats traités par SAM montrent, dans les deux cas, une adhérence de type 2B selon la norme ASTM D 3359-02. Néanmoins, une légère amélioration peut être observée en comparant les surfaces non traitées à celle traitées par SAM après l’enlèvement du ruban adhésif. Ce projet contribuera à une meilleure compréhension des phénomènes superhydrophobiques ainsi qu’à la réalisation des applications des surfaces superhydrophobes dans le monde industriel.

La production de l’aluminium primaire se fait dans une cuve d’électrolyse en utilisant des anodes en carbone, de l’alumine et du courant électrique comme principaux constituants de la réaction. La qualité des anodes affecte le produit final et peut engendrer des coûts de production supplémentaires. Par ailleurs, de mauvaises propriétés des anodes perturbent la stabilité du procédé d’électrolyse allant jusqu’au dysfonctionnement de la cuve. De ce fait, l’amélioration de la qualité des anodes constitue une préoccupation pour les industries d’aluminium qui sont sans cesse à la recherche de solutions meilleures par la mise en place des outils de contrôle de la qualité. C’est pourquoi leur mise en oeuvre requiert une bonne connaissance des matières premières, une maitrise des outils de production et surtout un paramétrage optimal des machines. Le temps de compaction fait partie des paramètres clés du vibrocompacteur qui influencent la mise en oeuvre des anodes en carbone. Un temps inadéquat est l’une des sources de mauvaises propriétés (basse densité, haute résistivité, etc.) et entraine les phénomènes de sous-compaction ou de sur-compaction, ce qui diminue le rendement de la réduction de l’alumine. L’objectif de ce projet était de développer un outil de contrôle en temps réel du temps de compaction en se servant du son généré par le vibrocompacteur pendant le formage des anodes crues. Ainsi, une application a été développée pour l’analyse des sons enregistrés. Des essais ont été réalisés avec différents microphones pour une meilleure qualité des mesures et un a été choisi pour la suite du projet. De même, différents tests ont été réalisés sur des anodes de laboratoire ainsi que des anodes à l’échelle industrielle afin de mettre en place une méthode pour la détection du temps optimal nécessaire au formage des anodes. Les travaux au laboratoire de carbone à l’Université du Québec à Chicoutimi (UQAC) ont consisté à l’enregistrement de son des anodes fabriquées sur place avec différentes configurations; et à la caractérisation de certaines anodes de l'usine. Les anodes fabriquées au laboratoire sont reparties en deux groupes. Le premier regroupe les anodes pour la validation de notre méthode. Ce sont des anodes produites avec des temps de compaction différents. Le laboratoire de carbone à l’UQAC est unique et il est possible de produire des anodes avec les mêmes propriétés que celles des anodes industrielles. Par conséquent, la validation initialement prévue à l'usine a été effectuée avec les anodes de laboratoire. Le deuxième groupe a servi à étudier les effets des matières premières sur le temps de compaction. Le type de coke et le type de brai ont constitué les différentes variations dans ce deuxième groupe. Quant aux tests et mesures à l’usine, ils ont été réalisés en trois campagnes de mesure. La première campagne en juin 2014 a servi à standardiser et à trouver le meilleur positionnement des appareils pour les mesures, à régler le logiciel et à faire les premières mesures. Une deuxième campagne en mai 2015 a fait l’objet d’enregistrement de son en classant les anodes selon différents temps de compaction. La troisième et dernière campagne en décembre 2015 a été le lieu de tests finaux à l’usine en fabriquant des anodes avec différents critères (variation du temps de compaction, taux de brai, arrêt manuel du compacteur, variation de la pression des ballons du haut du compacteur). Ces anodes ont été ensuite analysées au laboratoire à l’UQAC. En parallèle à ces travaux précités, l’amélioration de l’application d’analyse du son a été faite avec le choix des paramètres d’analyse et leur standardisation. Les résultats des premiers tests au laboratoire et ceux de la campagne de juin 2014 ont montré que la formation des anodes se fait suivant trois étapes : réarrangement des particules et du brai, compaction et consolidation et enfin la finition. Ces travaux ont montré en outre que le temps de compaction joue un rôle très important dans la définition des propriétés finales des anodes. Ainsi, en plus du type de brai, du taux de brai et du type de coke, il faut tenir compte du temps de sur-compaction et de sous-compaction. En effet, ceci a été démontré à travers les deux validations qui ont été réalisées. Les validations ont montré que les anodes compactées au temps optimal ont le meilleur rapport BAD/GAD (rapport de la densité cuite par la densité crue) avec une faible perte de masse contrairement aux anodes sur-compactées. De plus, elles acquièrent de bonne résistivité électrique cuite. De leur côté, les anodes sous-compactées résultent des densités faibles et des résistivités électriques élevées. Ces résultats viennent en plus, de ce qui est mentionné dans la littérature concernant l'importance du temps de compaction, souligner la nécessité de déterminer le temps optimal de compaction. En outre, les résultats du laboratoire et de la campagne de mai 2015 montrent que le suivi du formage des anodes par le son donne un gain sur le temps de compaction des anodes. Ce qui représente un atout pour les industries. Par ailleurs, les améliorations apportées au logiciel ont permis des analyses en temps réel, le stockage des données et la visualisation des graphes de façon simultanée. Les résultats de la caractérisation des échantillons (venant des anodes de la campagne de décembre 2015) ont montré qu’une anode compactée à un temps optimal acquiert une bonne résistance à la compression et sa résistivité électrique baisse. En outre, on note que le temps de compaction dans notre cas a baissé légèrement avec l’augmentation de la pression des ballons de haut du vibrocompacteur. Ce qui a eu pour effet d’augmenter la densité crue de l’anode. Toutefois, il faut s’abstenir de généraliser ce constat car le nombre d’anodes testées est faible dans notre cas. Par ailleurs, cette étude montre que le temps nécessaire pour le formage d’une anode croit avec l’augmentation du taux de brai et baisse légèrement avec l’augmentation de la pression des ballons. Primary aluminum production takes place in an electrolysis cell using carbon anodes, alumina and electric current as main constituents of the reaction. The quality of anodes is very important in the production process because it affects the final product quality and may increase the production costs. Furthermore, bad quality anodes disturb the stability of the electrolysis process and may cause the cell to dysfunction. Thereby, the improvement of anode quality has become a concern for aluminum industry. The industry is constantly looking for better solutions through the implementation of quality control tools. The green anode forming step is important because it affects the properties of anodes, hence, the rest of the production chain. Therefore, the fabrication of anodes requires a profound knowledge of raw materials, a good understanding of production tools, and above all, optimum operation parameters of each unit. The compaction time is one of the key parameters of the vibrocompactor that influence the carbon anodes formation. An improper compaction time is one of the sources of bad anode quality (low density, high electrical resistivity, poor mechanical properties, etc.) and causes either under-compaction or over-compaction. Both under-compaction and over-compaction decrease the yield of the reduction of alumina. The objective of this project was to develop a real-time monitoring tool for the compaction time by using the sound generated by the vibrocompactor during the forming of green anodes. Thus, an application has been developed for the analysis of data (recorded sounds). Tests have been carried out with different microphones for better quality measurements, and one was chosen to be used in the project. Similarly, different tests were carried out on laboratory anodes as well as anodes in industrial scale to establish a method for the detection of the optimal time required for forming the anodes. Experiments in the carbon laboratory at the University of Quebec at Chicoutimi (UQAC) consisted of recording the sound of vibrocompactor during anode formation under different configurations, and the characterization of some of these anodes. The anodes manufactured in the laboratory are divided into two groups. The first group included the anodes for the validation of the method developed. These are anodes produced with different compaction times. The carbon laboratory at UQAC is unique and it is possible to produce anodes with the same properties as those of industrial anodes. Therefore, the validation initially planned at the plant was carried out with the laboratory anodes. The second group was used to study the effects of raw materials on compaction time. The type of coke and the type of pitch constituted the different variations in this second group. Tests and measurements at the plant were carried out during three industrial measurement campaigns. The first campaign in June 2014 served to standardize and to find the best positioning of the devices for the measurements, to adjust the software and to make the first measurements. During the second campaign in May 2015, the sound of the vibrocompactor was recorded for the anodes produced using different compaction times. The third and last campaign in December 2015 was for final tests at the plant which were carried out during manufacturing anodes using different conditions (variation of the compaction time, pitch percentages, manual stop of the compactor, and variation of the pressure of the top balloons of the compactor). These anodes were then analyzed in the laboratory at UQAC. In parallel with these works, the sound analysis application was improved by adjusting the analysis parameters followed by their standardization. The results of the first laboratory tests and those of June 2014 campaign in the plant showed that the formation of the anodes goes through three stages: rearrangement of particles and pitch, compaction and consolidation, and completion. This work also showed that the compaction time plays a very important role in defining the final properties of anodes. Thus, in addition to the type of pitch, the percentage of pitch and the type of coke, the time of over-compaction and under-compaction must be taken into account. Indeed, this has been demonstrated with two validations that have been carried out. The results of validation tests showed that the anodes compacted at the optimum time had the best BAD / GAD (baked anode density divided by green anode density) ratio with a low mass loss in contrast to the over-compacted anodes. They also acquired good electrical resistivity. For their part, the under-compacted anodes resulted in low density and high electrical resistivity. In addition to what was mentioned in the literature; these results pointed out the necessity to determine the optimum compaction time. Moreover, the results of the laboratory tests and those of the campaign of May 2015 showed that the formation of the anodes using the sound method developed during this study shortened the compaction time of the anodes. This is an asset for the industries. In addition, the improved software allowed the real-time analysis and the storage of data simultaneously in addition to the visualization of graphs. The results of the characterization of the samples (coming from the anodes of the campaign of December 2015) showed that an anode compacted at an optimum time acquires good resistance to compression and its electrical resistivity decreases. Furthermore, it should be noted that the compaction time has decreased slightly with the increase in the pressure of the top balloons of the vibrocompactor for the cases studied. This also increased the green anode density. However, it is necessary to refrain from generalizing this observation because the number of industrial anodes investigated is low. Moreover, this study showed that the time required for the formation of an anode increases with the increase in pitch percentage and decreases slightly with the increase in balloon.

Le capital immatériel consiste en un levier de transformation incontournable pour développer un avantage concurrentiel des organisations et sa construction sollicite la créativité organisationnelle. Malgré le nombre impressionnant d’articles publiés au sujet de la créativité et plus particulièrement sur la créativité organisationnelle, les chercheurs dans ce domaine se concentrent sur le cas des grandes entreprises. Partant de ce constat et à la suite d’une revue de littérature approfondie, en connaître davantage sur la créativité dans le contexte de la PME est essentiel pour les PME elles-mêmes, mais également pour les chercheurs dans le domaine. Quelques auteurs ont certes adressé le sujet de la créativité en PME, mais certains aspects ont été négligés et la question actuelle se pose : « Comment la créativité se manifeste-t-elle et se développe-t-elle en PME? ». Cette recherche répond à cette question à deux volets par une collecte de données en deux phases, soit une enquête Delphi auprès d’experts et des entretiens semi-dirigés en PME créatives. Ces deux phases ont permis de connaître les manifestations et les facteurs de développement de la créativité en PME. Les résultats démontrent que les PME créatives obtiennent de meilleures solutions aux problèmes, un développement de nouveaux produits distincts, une satisfaction des clients et des employés, une meilleure compétitivité et améliorent leurs chances de survie. Pour développer cette créativité organisationnelle, la motivation de la haute direction dû à l’environnement interne, les caractéristiques des dirigeants et l’environnement externe mènent à une adoption de comportements par la direction et les gestionnaires puis à la mise en place d’une culture organisationnelle, de pratiques de gestion et d’outils de créativité. Cette étude révèle d’ailleurs que la sélection des idées consiste au point de bascule de la transformation de la créativité organisationnelle en manifestations tangibles de celles-ci. Cette étude constitue le premier pas dans la recherche sur la créativité en PME et devrait être utilisée pour guider des recherches ultérieures dans le but de mieux comprendre la créativité en PME. Intangible assets are great to transform the drivers of an enterprise, and are a crucial part of its competitive advantage. Human capital is built with the creativity of the employees within the firm. Despite the incredible amount of literature written about professionals’ and academics’ creativity, the researchers in the domain of creativity concentrated their work on large organizations. A literature review on the subject suggests that none of the research has explored creativity in SMEs in a global manner. Some authors have addressed the issue of creativity in SMEs, but some points have been neglected, and the question that should be asked is "How is creativity manifested and developed in SMEs?" This research aims at answering this two-sided question. To do so, a two-phase data collection was conducted, which includes a Delphi survey with experts on creativity in SMEs and interviews led with creative SMEs. This data collection resulted in a list of manifestations and elements for the development of creativity in SMEs. The results show that the creative SMEs find more solutions to their problems, develop distinctive products, satisfy their clients and employees, are more competitive, and have a better chance to survive. To develop organizational creativity, the motivation of a highlevel manager is fostered by the internal environment of the firm, the manager’s characteristics, and the external environment of the firm. This motivation will encourage the managers and leaders to adopt certain behaviors, and then put in place an organizational culture, practices and creativity tools. This research also reveals that the selection of ideas is a tipping point in the transformation of organizational creativity into tangible manifestations. This study represents a first step regarding research on creativity within SMEs, and should be used to guide subsequent research in this field to better understand creativity in SMEs.

L'objectif du Génie Industriel est d'améliorer les performances industrielles. Ce champ très large est abordé dans notre équipe par le développement d'outils et de méthodes basés sur l'utilisation d'environnements d'ingénierie virtuelle. Ces derniers sont conçus pour assister, accélérer et donc améliorer les démarches d'ingénierie liées à la conception et la réalisation de produits, mais aussi la gestion des projets associés.<br />Nous développons ainsi des environnements que nous voulons interactifs, pour l'aide à la prise de décision (SIAD).<br />Dès lors, et indépendamment du domaine abordé, la connaissance des experts d'un métier devient une ressource que l'on voudrait partager au maximum, voir faire fonctionner de manières semi-automatiques. Or ces connaissances sont immatérielles, souvent non formalisées et échangées au travers de flux d'informations dont la quantité, la qualité et la véracité ne sont pas toujours assurées ou certifiées. <br />Il importe donc de s'intéresser aux approches de gestion des connaissances ou Knowledge Management, pour spécifier des environnements virtuels les plus riches possibles (sémantiquement parlant) dans lesquels on peut espérer intégrer une partie des connaissances d'experts. Certaines actions d'ingénierie, dont les processus et les règles ont été formalisés puis modélisés, sont alors partiellement automatisables, laissant la place à l'utilisateur pour décider dans des situations non gérées par l'expertise automatique, de critiquer, révoquer ou faire évoluer les choix et alternatives proposées.<br />Un pan important des études et recherches faites dans les domaines des sciences de l'information et de la communication font la part belle à l'intelligence artificielle. Mais les domaines d'application restent souvent très loin des cas d'utilisation ou d'application d'ingénierie (ingénierie mécanique en particulier).<br />Il nous importe donc de nous imprégner des approches, méthodes et outils existants pour nous les approprier tout en les faisant évoluer pour les adapter à nos besoins. Il faut donc pouvoir maîtriser ces méthodes et leurs solutions techniques pour pouvoir être porteur d'évolutions et requêtes et attirer ces thématiques de recherches vers nos problématiques.<br />En conséquences, mes travaux se sont inscrits dans cette démarche d'appropriation des approches de gestion et d'automatisation des connaissances qui relève d'une thématique d'ingénierie des connaissances. Nous avons donc cherché à développer des environnements à base de connaissances supportant les démarches d'ingénierie.<br />Cette position (ingénieur des connaissances) se place en interface entre l'expert (réceptacle et source des connaissances à partager), l'informaticien (qui va développer l'environnement virtuel à base de connaissances) et l'utilisateur (qui va utiliser et faire vivre l'outil).<br />Dès lors différents points de vue se confrontent, et il devient tout aussi important de maîtriser les aspects techniques (méthodes et solutions existantes pour formaliser et modéliser des connaissances, développer les applications, valider l'intégrité et la cohérence des éléments intégrés et à intégrer, faire vivre les bases de connaissances, etc...) que les aspects de gestion de projet, puisqu'il reste très difficile d'évaluer le retour sur investissement direct de tels projets. Un échec conduisant généralement à l'abandon de ce type d'approches, longues, lourdes et souvent opaques pour l'expert ou l'utilisateur.<br />Cette première partie de mes activités de recherches a donc participé à l'enrichissement d'aspects de modélisation (d'objets d'entreprise : information, connaissances ...), de structuration de ces modèles (méthode de modélisation) et d'intégration dans le cycle de développement d'applications informatiques.<br />En analysant les démarches d'ingénierie en mécanique (au sens large), il est ressorti que nous continuons à approfondir et affiner des modèles et calculs sur les solutions techniques qui répondent à des fonctions et des besoins clients. Cependant, le critère de coût ou de valeur reste très peu évalué ou abordé. Or, dans le contexte mondial et concurrentiel actuel il importe d'assurer l'équilibre entre les fonctions techniques et économiques des produits qui sont devenus de plus en plus complexes.<br />Ainsi nous essayons d'aborder la performance au travers des aspects économiques le long du cycle de vie du produit. Ceci nous donne un domaine d'application de nos travaux sur l'intégration et la mise à disposition d'expertise(s) issue(s) des sciences économiques et de gestion dans les démarches d'ingénierie.<br />Ces travaux ont initialement abordé l'adéquation entre les outils et méthodes d'évaluation économique au regard du cycle de vie produit. Les problèmes d'information partielle ou de passage de modèles se posent alors à chaque étape charnière.<br />De plus, nos réflexions et échanges avec les chercheurs en sciences de gestion nous ont porté vers la prise en compte du concept de valeur englobant le coût. Il est ainsi possible d'évaluer les alternatives de chaînes de valeurs et d'envisager d'aborder la conception conjointe de produits et de processus à valeur ajoutée maîtrisée. Ainsi l'environnement d'aide à la décision complète les contextes de décisions en intégrant les différents points de vus d'acteurs et leurs visions sur la valeur à prendre en compte.<br />L'ensemble de ces travaux et réflexions m'ont conduit au néologisme d'Industrialisation des Connaissances, au sens de la mise à disposition fiable, évolutive et objectivée, des connaissances d'experts d'entreprise. Ces travaux ont été alimentés par 4 thèses soutenues (une en cours), 7 DEA et Masters, des implications dans un Réseau Thématique du FP5 et deux Réseaux d'Excellence du FP6, ainsi qu'une collaboration soutenue depuis 2003 avec une équipe de recherche Sud Africaine.