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

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

Le contrôle des vibrations devient de plus en plus important dans les éoliennes modernes. Ce travail démontre les méthodes de choisir les capteurs et d'estimer les états dans le contrôle des vibrations dans les structures des éoliennes et explore aussi quelques alternatives dans la commande individuelle du calage des pales. Une analyse du problème de l'estimation des états conclut qu'il n'y a pas besoin de mettre les capteurs à l'extérieur de la nacelle : les états dont la commande a besoin, tels que les deflexions de la structure et les variations des vitesses du vent dans le plan du rotor, sont bien estimés à partir des mesures de force, de couple et d'accélération dans la nacelle et son enroulement d'embardée. Quant aux algorithmes d'estimation, le filtre de Kalman à réponse impulsionnelle infinie sert bien dans les applications de commande, mais une diminution de la réponse impulsionnelle du filtre peut augmenter la précision de l'estimateur aux fréquences plus élevées. Les simulations du NKEL Offshore Baseline Turbine (5MW) indiquent que la commande individuelle du calage des pales peut permettre des réductions d'environ 24% dans les couples aux racines des pales dans certaines conditions, mais que la dynamique des actionneurs de calage et les suppositions dans la modélisation peuvent limiter la performance de la commande dans d'autres conditions. La stratégie de contrôle qui s'avère la plus performante dans ce travail est une régulation de l'angle d'attaque estimé.

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

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

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

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

Le principal objectif de ce travail est l’investigation et la quantification de l’influence des interactions parent-macle et macle-macle sur la réponse mécanique des métaux hexagonaux, et en particulier sur celle du Mg et du Zr. Une nouvelle approche à champs moyens est tout d’abord proposée pour étudier l’interaction parent-macle. Cette dernière est déclinée en deux modèles micromécaniques à double-inclusion : un premier modèle généralisant le résultat de Tanaka-Mori aux milieux élastiques hétérogènes avec déformations libres de maclage appliqué au Mg pour du maclage primaire et secondaire, et un second modèle consistant en une extension du premier modèle à un milieu élasto-plastique appliqué à des polycristaux d’alliage de Mg subissant un maclage primaire important. Leurs résultats mettent notamment en valeur l’influence des interactions de type parent-macle sur l’évolution des contraintes internes ainsi que sur l’activation des modes de glissement et de maclage. L’influence des interactions macle-macle sur les phénomènes de nucléation et de croissance de macles est ensuite étudiée de façon statistique à partir de données EBSD extraites à partir d’un logiciel, basé sur la théorie des graphes et développé lors de la thèse. La première étude réalisée sur le Zr montre que les interactions macle-macle sont défavorables à la nucléation de nouvelles macles et que les mécanismes de croissance peuvent différer de façon conséquente d’un mode de maclage à l’autre. Une seconde étude, effectuée à partir d’échantillons d’alliage AZ31 Mg, discute des macles d’extension primaires {10-12} à faible facteur de Schmid et des double-macles {10-12}-{10-12} / The objective of this thesis is to investigate and quantify the influence of parent-twin and twin-twin interactions on the mechanical response of h.c.p. metals. To study parent-twin interactions, a mean-field continuum mechanics approach has been developed based on a double inclusion topology. A first model generalizing the Tanaka-Mori scheme to heterogeneous elastic media is applied to first and second generation twinning in Mg. The model is capable of reproducing the trends in the development of backstresses within the primary twin and enables the identification of the most likely second-generation twin variants to grow in a primary twin domain. A second self-consistent model, consisting of an extension of the first one to the case of elasto-plasticity, is applied to AZ31 Mg polycrystals. The results show that deformation system activities and plastic strain distributions within twins drastically depend on the interaction with parent domains. The influence of twin-twin interactions on nucleation and growth of twins is being statistically studied from Zr and Mg electron back-scattered diffraction (EBSD) scans. A twin recognition software relying on graph theory analysis has been developed for data extraction. The results obtained from Zr EBSD maps reveal that twin-twin interactions hinder subsequent twin nucleation and that mechanisms involved in twin growth may differ for each twinning mode. A second study performed on AZ31 Mg presents statistics about low Schmid factor {10-12} tensile twins and about {10-12}-{10-12} double twins coupled with a simplified version of the Tanaka-Mori scheme generalized to heterogeneous elasticity with plastic incompatibilities.

Une étude en deux parties du mécanisme des vibrations induites par effet de couronne des conducteurs à haute tension est présentée dans ce travail. Dans la première partie, approche physique, nous avons fait un calcul de la force de réaction due au vent électrique agissant sur une pointe. Il a permis de démontrer que cette force est négligeable comparativement à la force totale produisant les vibrations. Nous avons démontré qu'un conducteur H.T., suspendu par des ressorts au-dessus d'une plaque métallique, vibre lorsqu'une charge d'espace intermittente est injectée entre le conducteur H.T. et la plaque reliée à la terre. Ceci démontre le rôle important de la charge d'espace dans le mécanisme des vibrations induites par effet de couronne, et la nécessité d'étudier numériquement les forces d'interaction électrostatiques entre la charge d'espace et le système conducteur-gouttes. Dans la seconde partie, approche numérique, nous avons utilisé une méthode combinée qui est basée sur les méthodes de simulation de charges de surface et des éléments finis de frontière, afin de déterminer l'influence de la charge d'espace sur le champ électrique à l'extrémité d'une pointe simulant une goutte d'eau suspendue. Nous avons constaté que la présence de la charge d'espace occasionne une baisse considérable du champ électrique à l'extrémité de la pointe. La diminution périodique du champ électrique cause par conséquent une force intermittente qui entraîne les vibrations. L'approche numérique utilisée a également démontré la possibilité de calculer la force répulsive d'origine électrostatique agissant entre la charge d'espace et la pointe.

La stabilité des camions citernes a été le sujet de plusieurs études dans les dernières décennies, les accidents de ces véhicules lourds peuvent causer des ravages affectant la nature et l'humanité. Le renversement est l'un des facteurs les plus influents dans les accidents des camions citernes. Les performances dynamiques de la charge transportée jouent un rôle considérable sur la stabilité du véhicule. La géométrie, le taux de remplissage et le poids de la citerne sont tous des facteurs qui influent directement sur le comportement dynamique du véhicule. Malgré les recherches qui ont été consacrées à l'étude du comportement du liquide à l'intérieur des citernes, peu d'études ont visé l'optimisation du poids du réservoir en utilisant des matériaux légers et résistants tels que l'aluminium. Dans le cadre de cette étude, un nouveau modèle mécanique est développé afin de simuler le mouvement du liquide dans une citerne partiellement remplie, le but de ce modèle est d'évaluer les déplacements latéraux et les fréquences naturelles de la surface libre et du reste du liquide, ainsi que les forces de pression critiques exercées sur les parois de la citerne. Quatre formes de sections latérales ont été abordées et analysées dans le but d'obtenir la meilleure représentation de chacune d'elles et ainsi acquérir des résultats distincts et précis. Par la suite, les valeurs des forces latérales de pression sont utilisées comme étant les forces maximales qui peuvent être générées par le déplacement du liquide dans des conditions opérationnelles. Après avoir sélectionné certains matériaux appropriés à la conception des citernes selon les critères exigées, les épaisseurs des parois sont alors évaluées et comparées aux épaisseurs satisfaisant les conditions de construction imposées par P ASME (American Society of Mechanical Engineers) et le département américain de transport. Ainsi, les poids des différentes formes de réservoirs sont obtenus en fonction des matériaux sélectionnés. Les résultats acquis par le modèle développé dans cette étude ont démontré qu'il est possible de diminuer le poids du réservoir des camions citernes par l'utilisation de certains alliages d'aluminium en laissant une marge importante avec les conditions et normes imposées. Les résultats de cette recherche permettraient de discuter la possibilité de diminuer le poids de la citerne pour les véhicules routiers afin d'améliorer leur performance dynamique et réduire la consommation du carburant.