Le traitement du métal semi-solide, MSS, fait référence a des gelées semi-solides contenant des particules non dendritiques qui sont dispersées dans une matrice liquide, le tout ayant une viscosité apparente voisine de celle du liquide. Cette masse peut s'écouler facilement sous pression et remplir les cavités complexes d'un moule pour fabriquer des produits de qualité et de haute-intégrité. La gelée de MSS peut être préparée par différentes méthodes. Dans la présente étude la coulée conventionnelle et la procédure SEED ont été utilisées pour produire des billettes de MSS avec différentes morphologies de la phase primaire a-Al dans l'alliage Al-Si A356. Pour la coulée conventionnelle, une gamme de morphologies de particules solides et de microstructures, ont été obtenues en variant température d'alimentation. Pour les billettes SEED, nouveau brevet d'ALCAN international pour la coulée semi-solide, les changements de morphologies ont été réalisés en contrôlant les paramètres du procédé pendant la solidification de la masse. Afin d'étudier l'évolution morphologique due à l'effet des différents paramètres du procédé, la température d'alimentation et les intensités de brassage, les billettes MSS préparées par les deux méthodes ont été étudiées en utilisant la métallographie quantitative. La microstructure de l'alliage de MSS A356 a été également caractérisée en utilisant une méthode innovatrice, soit la viscométrie par la compression entre plaques parallèles, ce qui a permis d'obtenir une corrélation entre la morphologie et la viscosité. L'objectif principal de la présente recherche était de tirer partie de principes rhéologiques pour étudier le comportement à la déformation de l'alliage A3 56 pour différentes morphologies et fractions solides, en traitent des billettes de MSS comme des fluides newtoniens et non newtoniens, respectivement. En outre, deux relations empiriques ont été proposées pour mettre en évidence le lien entre la viscosité, la fraction solide et la morphologie. Afin de confirmer d'avantage la fiabilité des résultats des tests et de montrer que la dimension de l'échantillon n'a aucun effet sur les valeurs finales de la déformation et de la viscosité, une nouvelle série d'essais a été réalisée en utilisant deux types de spécimens ayant un rapport d'aspect (hauteur/diamètre) de 0.4 et de 1.8. On a constaté que la coulée conventionnelle des billettes à basse température d'alimentation (soit 615°C), donne des grains très fins et equiaxes tandis que les billettes façonnées à haute température d'alimentation (695°C) ont une structure dendritique. Pour les billettes SEED, on a noté que le brassage a raffiné les dendrites primaires et a favorisé la formation de particules oc-Al en rosettes et/ou globulaires. L'efficacité de l'augmentation du brassage peut être due à la réduction de la ségrégation des éléments d'alliage au front de solidification et à un meilleur transfert thermique entre le moule et le liquide conduisant ainsi à un faible gradient de température pour résultat d'un meilleur raffinage et la formation d'une structure equiaxe. On n'a noté aucune évidence d'eutectique emprisonnée dans les particules primaires d?a - Al, un des avantages la technologie SEED. Les résultats ont montré qu'une diminution de la température d'alimentation jusqu'au liquidus (615°C) améliore les caractéristiques d'écoulement des billettes. Les valeurs de viscosité calculées pour les billettes comportant des particules primaires globulaires de a-Al sont presque trois ordres de grandeur inférieures à celles obtenues pour les billettes possédant une structure entièrement dendritique. La différence des valeurs est réduite à un ordre de grandeur dans le cas d'une morphologie de rosette comparé à celui d'une morphologie globulaire. L'application d'un brassage pendant la solidification a un effet évident sur la déformabilité et la viscosité des billettes de MSS préparées par la méthode SEED. Pour les billettes produites à 695°C, les résultats montrent une déformation supérieure et une valeur de viscosité à la laisse lorsque l'intensité de brassage s'accent, ceci étant du à la structure globulaire de la billette. Une diminution de l'intensité de brassage amène un certain degré de résistance à la déformation due à la morphologie rosette ou dendritique. Pour les billettes coulées à 645°C, la mise en ?uvre du brassage augmente la déformation. Dans le cas d'une coulée à 630°C, le brassage est important pour induire une distribution uniforme de la température à travers le liquide ce qui conduit à une structure globulaire et une meilleure déformabilité. L'intensité de la pression appliquée est également un paramètre important pour différencier les structures. L'affinage des grains a été identifié comme facteur principal pour une meilleure déformabilité des billettes. La modification joue également un rôle important sur la déformabilité des alliages en réduisant de la tension superficielle du liquide résiduel, ce qui réduit la viscosité apparente des billettes. Deux équations empiriques ont été présentées pour le comportement rhéologique des billettes de MSS en utilisant la viscosité comme paramètre principal; logn = 5.56-1.39fs-(1.56fs +0.14)logoy logn = -1.85+4.9AR-(0.255AR +0.03)logoy Les relations empiriques expriment l'effet direct de la fraction solide et de la morphologie sur la viscosité des billettes semi solides. La validité de ces équations a été confirmée en portant en graphique le logarithme de la viscosité en fonction du taux de cisaillement pour différentes fractions solides et morphologies. Une bonne concordance a été trouvée entre les valeurs prédites et les résultats précédemment rapportés dans la littérature. L'effet négligeable de la dimension de l'échantillon sur la viscosité des billettes de MSS a été également confirmée, où les mêmes valeurs déformation et de viscosité ayant été obtenues pour des billettes de grande échelle et des disques de petite taille. Les résultats montrent qu'en utilisant des échantillons à grande échelle, le mouvement axial des billettes pourrait être négligée par rapport a l'écoulement radial pendant l'étape de déformation a l'état d'équilibre, où la grandeur de viscosité évalue, sont dans la même gamme pour les deux ensembles d'échantillons; (h?d > 1 ) et (h«d) respectivement.

Les alliages d'aluminium sont de plus en plus utilisés dans le monde du transport. Pour répondre à cette demande, les pièces moulées doivent respecter de hauts critères de performances. Ainsi, de nouvelles méthodes de moulage sont développées parce que les procédés traditionnels de moulage ne peuvent satisfaire ces nouvelles exigences. Une technique privilégiée de ces nouvelles technologies est le moulage des alliages semi-solides. Ce type de procédé implique l'utilisation de métal en cours de solidification impliquant la présence de particules de phase solide incluses dans la phase liquide. Le procédé SEED est l'un de ces procédés qui a comme avantage de procurer une grande intégrité aux pièces moulées augmentant ainsi les propriétés mécaniques des pièces. Le lopin semi-solide produit par le procédé SEED se doit de satisfaire des critères de qualité afin de mouler une pièce qui rencontre les spécifications désirées. Ce projet a donc pour mission de déterminer la faisabilité d'une méthodologie pour évaluer la conformité d'un lopin d'alliage d'aluminium semi-solide avant son injection dans le moule et d'établir des corrélations entre les mesures, la morphologie des grains et le pourcentage de la fraction solide du lopin semi-solide. Suite aux travaux réalisés par le CTA et Alcan avant le début de ce projet, les paramètres du procédé produisant des lopins d'aluminium A356 conformes ont été identifiés. En se basant sur ces paramètres, quatre signatures ont été déterminées pour caractériser les lopins considérés conformes. Ces mesures sont la base du système de contrôle de la qualité. Elles se divisent en deux volets. L'un est le volet de mesures non destructives qui comporte l'évolution temporelle de la température à deux endroits sur la surface du creuset et l'évolution temporelle de la masse d'aluminium drainée pendant l'étape de drainage du procédé SEED. L'autre est le volet de mesures destructives qui est l'évolution de la force appliquée pour la coupe longitudinale du lopin en fonction de la position de l'accessoire de coupe. Ces signatures ont été bornées par un intervalle de confiance à 95% déterminé à l'aide du test de Student. Suite à la caractérisation des lopins conformes, les paramètres du procédé SEED ont été perturbés intentionnellement. Le but de provoquer ces variations était de déterminer si les signatures sortaient ou demeuraient dans l'intervalle de confiance des lopins conformes. Également, une analyse métallographique était effectuée pour déterminer si les perturbations engendrées au procédé produisaient une microstructure différente des lopins conformes. Selon les résultats obtenus, il est possible de développer un système de contrôle de qualité pour la production de lopins d'alliage d'aluminium A356 avec le procédé SEED.

L'énergie est le facteur simple le plus critique faisant face au monde aujourd'hui. L'industrie de l'automobile a fait un pas de géant en avant en réduisant le poids des voitures par le remplacement des produits moulés et malléables en fer avec des produits en aluminium. Les alliages aluminium-silicium de fonderie se retrouvent dans plusieurs applications dans ce secteur, en raison de leur rapport élevé de résistance/poids qui améliore leur performance et l'économie de carburant. Les coulées des alliages d'aluminium dans des moules en sable, die casting, et dans des moules permanents ont une importance critique lors de la construction de moteur, de blocs de moteur, de pistons, de têtes de cylindre, de chemises, de carters, de vilebrequins, de carburateurs, de valves de frein et de nombreuses autres composantes se retrouvant dans la conception d'une voiture. Cinq alliages de fonderie Al-Si, avec différents contenus de silicium s'étendant de 7 à 17%, ont été choisis pour cette étude : les alliages hypoeutectiques LP PM319-F, A356-T6 et C354-T6, et alliages hypereutectiques AE425 et PM390, tous utilisés intensivement dans des applications automobile. Le but de ce travail était l'étude de l'effet des défauts de coulée sur les propriétés de fatigue de ces alliages en corrélant la vie en fatigue d'échantillons avec les défauts initiant les craques par fatigue et la caractérisation de ces défauts (c.-à-d., porosités, films d'oxyde, bandes de glissement, etc.), dans le but de comprendre leur rôle critique sur la vie en fatigue. La porosité a été étudiée en terme de taille de pore sur la surface de rupture d'échantillon et sa localisation, c.-à-d. près de la surface ou à l'intérieur de la pièce. L'effet de la pression isostatique chaude (HIPping) sur la vie en fatigue de l'alliage C354-T6 a été également étudié, et le comportement des échantillons non soumis au HIP et ceux soumis au HIP a été a comparé. Les surfaces de rupture de 157 échantillons de fatigue ont été examinées en utilisant un microscope électronique à balayage (technique MEB) pour identifier l'emplacement du déclenchement des fissures par fatigue, complétée par un analyseur d'image pour les mesures quantitatives des défauts amorçant la fissure par fatigue. Les caractéristiques microstructurales (espacements secondaires des bras de dendrite, caractéristiques des particules eutectiques de silicium, taille des grains et phases intermétalliques) ont été examinées en utilisant des techniques d'analyse d'image et de microanalyse grâce à la microsonde d'électronique (EPMA) pour comprendre le comportement en fatigue. Les résultats prouvent que la porosité surfacique est le défaut de coulée le plus important affectant la vie en fatigue, puisqu'elle agit en tant qu'emplacement le plus favorable pour le déclenchement de craque par fatigue: parmi les échantillons examinés, 82% ont rompus sous l'effet de la porosité surfacique agissant en tant qu'emplacement de déclenchement de fissure par fatigue. Par ailleurs, on peut constater que la durée de vie en fatigue des échantillons diminue à mesure que la taille des pores en surface augmente et vice versa. En l'absence de porosités en surface, d'autres défauts de coulée tels que des films d'oxyde près de la surface peuvent être responsables du déclenchement de craque par fatigue : 3% de tous les échantillons examinés ont rompus en raison de la présence de tels films d'oxyde. En l'absence de porosités et de films d'oxyde, les bandes de glissement peuvent agir en tant qu'emplacement principal de déclenchement de craque; dans ce cas, on observe que, pour 3% de tous les échantillons examinés, la fracture est causée par des bandes de glissement. L'initiation de craque par fatigue commence toujours à partir de la surface libre de l'échantillon quelque soit l'emplacement de l'amorce de la fissure (porosités, films d'oxyde, bandes de glissement), soit à l'endroit où l'effort maximum appliqué est observé; le niveau de contrainte diminue de la surface vers le centre de l'échantillon (intérieur du spécimen), ce qui est favorable pour la propagation de craque par fatigue. Ainsi, il est impossible qu'une fissure se propage de l'intérieur de l'échantillon vers la surface libre, c'est-à-dire contre le gradient de contraintes. La localisation de la porosité (c.-à-d. près du bord ou à l'intérieur de l'échantillon) influence également le comportement en fatigue. On constate que, bien que les échantillons non rompus (fin de bande) contiennent des porosités, l'occurrence de cette porosité à l'intérieur des échantillons a beaucoup moins d'influence sur le déclenchement de craques que si la porosité était située au bord de la surface de l'échantillon, comme c'est le cas pour les échantillons rompus. La technique de SEM par laquelle les mesures de porosité ont été effectuées, peut être appliquée avec une grande exactitude pour des mesures des pores simples responsables du déclenchement de fissure par fatigue. Cependant quand l'espace de déclenchement de fissures contient des pores multiples (comme dans le cas de l'alliage de LP PM319-F) ou une structure poreuse spongieuse (comme dans le cas d'alliage AE425), les mesures de SEM ne sont pas assez proportionnées pour déterminer l'emplacement exact du déclenchement des craques par fatigue. Dans ces cas-ci, les mesures devraient être effectuées en utilisant la microscopie optique sur une section longitudinale du spécimen rompu pour fournir une plus grande exactitude des résultats. Cependant, c'est un processus long. La pression isostatique chaude (HIPping) permet d'améliorer la résistance en fatigue de l'alliage C354-T6 en réduisant ou en éliminant la porosité surfacique, et de ce fait la vie en fatigue augmente. En l'absence de la porosité surfacique, d'autres emplacements de déclenchement de fissures tels que des films d'oxyde et des bandes de glissement deviennent opératifs. Les facteurs microstructuraux tels que les caractéristiques de particules de silicium eutectique (espacement secondaire des bras de dendrite, phases intermétalliques et taille des grains) ont une influence directe sur la durée de vie en fatigue et affectent fortement la propagation des fissures. Pour les alliages hypereutectiques, les particules primaires de silicium contribuent au comportement en fatigue en accélérant la propagation des fissures par la décohésion et la fissuration de ces particules sous chargement cyclique.

Le traitement à l'état semi-solide des métaux (SSM) gagne du terrain en tant qu'alternative efficace aux procédés traditionnels de fabrication que sont la coulée et le forgeage. Ce développement tire profit des procédés de mise en forme liquide et solide. En l'absence d'effort de cisaillement, la masse semi-solide est semblable à un solide, autoporteur, alors qu'avec l'application d'effort de cisaillement, la viscosité est sensiblement réduite et le matériau coule comme un liquide; thixotrope-« caractéristique double où la billette possède des caractéristiques du solide, mais coule comme un liquide sous l'effort de cisaillement ». Pour ce qui est du traitement SSM des alliages Al-Si, il existe deux caractéristiques des microstructures qui influencent les propriétés du produit fini, soit la taille et la morphologie de la phase a-Al primaire et le mélange eutectique, qui est constitué principalement de silicium. L'objectif de la présente étude était d'étudier les effets de l'inoculation et de la modification, individuellement ou en combinaison, sur l'évolution des microstructures du groupe d'alliages Al-7%Si en portant une attention particulière aux alliages 356 pour deux procédés différents, soit le conventionnel et le « rhéomoulage » suivant le procédure brevetée de l'Alcan, la Swirled Enthalpy Equilibration Device, soit la technologie SEED. Un alliage binaire et deux alliages commerciaux A17%Si ont été utilisés tout au long du plan de recherche. Après la préparation du métal liquide, différents alliages mère, selon l'objectif, ont été ajoutés au liquide et l'alliage ainsi préparé a été versé et examiné à l'aide de deux montages différents afin d'obtenir une corrélation et d'identifier les différences entre les procédés conventionnel et SSM. Plusieurs techniques ont été utilisées afin de caractériser le matériau obtenu. Ces techniques incluent l'analyse thermique, la microscopie optique, la métallographie quantitative à l'aide de la technique d'analyse d'images, la microscopie électronique à balayage, l'analyse par microsonde, la cartographie par rayons X et les tests rhéologiques à l'aide d'un appareil de compression à plaques parallèles. En se basant sur le traitement SSM, on propose qu'il soit également essentiel de procéder à un partitionnement de l'intervalle de solidification. Ainsi, l'intervalle de solidification pourrait être divisé en deux intervalles principaux, soit l'intervalle de températures pour la fondation et la croissance des dendrites a-Ai (ATa) et / ou des composés intermétalliques du fer, et l'intervalle de températures pour l'eutectique principal Al-Si et les réactions eutectiques secondaires, incluant la formation de MgiSi et / ou de composés de fer. Dans ce contexte-ci, 3'accent est placé principalement sur l'intervalle de solidification a-Al puisqu'il est d'importance capitale pour la science du traitement SSM. Les résultats d'agents d'affinage du grain ont démontré que, généralement, les agents d'affinage augmentent le pourcentage a-Al en raison du décalage de la courbe de refroidissement vers le haut et, par conséquent, on pourrait obtenir un plus grand intervalle de solidification a-Al. Du point de vue SSM, une plus grande zone pâteuse a- Al donne une plus grande flexibilité pour la production de la pâte semi solide et son contrôle. Toutefois des questions secondaires comme les risques de déchirement à chaud, de formation de porosités et de ségrégation pourraient être considérées. La métallographie quantitative effectuée sur les échantillons préparés à partir de billettes démontre que l'affinage conduit à une augmentation du pourcentage a-Al et, en raison du plus grand nombre de sites de germination efficaces par surface unitaire, la taille des globules diminue. L'amélioration de la sphéricité et la diminution de la taille des globules sont les avantages principaux procurés par l'ajout d'agents d'affinage. Quelques tests rhéologiques ont prouvé que des particules plus petites et plus rondes mènent à une meilleure coulabilité de la pâte semi-solide. Il a été démontré que l'ajout d'un peu de Sr, entre 150-200 ppm, suffit pour changer la morphologie du silicium de floconnée à fibreuse dans les deux procédés. Par modification, l'intervalle de solidification a-Al augmente en raison de la diminution de la température de la réaction eutectique principale et, ce qui est intéressant, en considérant un intervalle de solidification constant, l'intervalle de solidification eutectique diminue. Par contraste avec les échantillons raffinés SEED, par modification, le diamètre moyen des globules augmente, mais le pourcentage plus élevé de sphéricité est l'un des avantages principaux de l'ajout de Sr. Il a été suggéré qu'une diminution de la tension superficielle à l'aide de Sr est la raison principale pour une globularité plus élevée. En diminuant la tension superficielle, la mouillabilité des particules par le liquide restant est améliorée, et ceci pourrait être intensifié par un écoulement plus important autour des particules a-Al, et par conséquent un meilleur façonnage conduit à des particules plus rondes. L'augmentation de l'intervalle de solidification a-Al est plus importante avec le traitement combiné qu'avec les traitements uniques. Ceci est dû au décalage du liquidus vers des valeurs plus élevées du côté des agents d'affinage, en plus de l'avantage additionnel qu'est la diminution de la température de réaction eutectique due à la modification. Dans les billettes SEED, l'efficacité d'affinage des grains est évidente si l'on considère la diminution de la taille des globules et la formation accrue de particules primaires, alors que l'effet de la modification pourrait être détecté sous magnification plus élevée par le changement morphologique des particules de silicium de floconnées à fibreuses. D'ailleurs, des études microstructurales de SSM montrent que l'efficacité des agents d'affinage domine toujours le résultat de modification en augmentant la densité numérique des particules primaires et en diminuant leur diamètre circulaire moyen. Des tests rhéologiques à l'aide d'un appareil de compression à plaques parallèles avec un poids mort constant ont montré que les vitesses de déformation les plus élevées et les plus basses appartenaient aux billettes affinées et aux billettes non traitées,respectivement. Il est prouvé que par l'affinage on obtient des billettes ayant de plus petites particules et une globularité plus importante et qui sont, par conséquent, mieux déformables, alors que le Sr diminue la tension superficielle du liquide et ainsi donne une meilleure déformabilité. Le traitement combiné donne les avantages supplémentaires de particules de plus petites dimensions, plus de globularité et une moindre tension de surface. Un nouveau concept innovateur est présenté pour les mesures de fluidité en utilisant la quantité de liquide obtenue par drainage. Il a été déduit que des agents d'affinage et / ou des agents modifiants peuvent augmenter le pourcentage d'écoulement. Ceci est attribué au point de cohésion des dendrites, PCD, où les agents d'affinage et / ou les agents modifiants retardent le PCD et aussi la formation de canaux plus lisses et plus nombreux à l'intérieur de la structure semi-solide en raison du métal liquide.

Ce mémoire compare et étudie la performance à réduire l'adhérence de la glace de différentes substances commercialement disponibles possédant un caractère glaciophobe. Pour ce faire, l'adhérence de la glace à sept revêtements solides a été mesurée en fonction du nombre de cycles de glaçage/déglaçages. Les revêtements ont également subi un vieillissement accéléré par rayonnement UV afin de pouvoir comparer la durée de leur efficacité lors d'une application réelle. De plus, dans le but d'approfondir les connaissances sur le mécanisme d'adhérence de la glace et sur l'influence des propriétés du revêtement et de la glace sur celle-ci, la rugosité de la surface glacée, l'angle de contact de l'eau sur les revêtements et la taille des grains de glace ont été mesurés et analysés. L'adhérence de la glace a été mesurée avec un appareil spécialement conçu au Laboratoire international des matériaux anti-givre (LIMA), qui est basé sur le modèle d'une lame en flexion. La totalité des essais a été effectuée à température constante (?10 °C) avec une couche de glace de 13 mm produite à partir de gouttelettes simulant la précipitation de bruine verglaçante. D'après les résultats obtenus, le revêtement le plus efficace est une poudre compacte se dégradant en cours d'utilisation et réduisant l'adhérence de 37% par rapport à celle de l'aluminium non recouvert. En général, les revêtements diminuant l'adhérence possèdent une efficacité de courte durée et la détérioration est davantage causée par les déglaçages que par le rayonnement UV. De plus, il a été observé que l'adhérence de la glace est influencée par la rugosité du revêtement et est indépendante de l'hydrophobicité. La glace semble donc adhérer aux surfaces par un mécanisme mécanique incluant la théorie de la couche limite faible (BLW) mais il demeure impossible d'ignorer complètement le modèle d'adhérence chimique. Caroline Laforte, étudiante directeur de recherche

Les deux premières étapes de la solidification sont la germination et la croissance des grains. C'est à ce stade que l'aluminium commence à prendre la forme de petites particules solides dans le métal liquide. Les conditions de formation des particules solides à ces étapes ont une grande influence sur la microstructure finale du métal. C'est la raison pour laquelle, il est important de développer une technique permettant d'observer l'évolution du nombre de particules et de leur taille, aussi bien expérimentalement, pour affiner le modèle théorique de la solidification, que pratiquement, en permettant d'observer en usine la cinétique de la solidification en corrélation avec les paramètres réels. Ces mesures se faisant à l'aide du LIMCA? (liquid metal cleanless analyser) qui par le passé a démontré sa capacité à détecter les grains solides dès leur formation. Il est donc intéressant d'étudier les possibilités d'utilisation de cette technique de mesure in-situ. Ce projet se divise en trois phases. Premièrement, l'étude de l'effet de la taille de l'orifice sur les mesures. Cette étude se fait avec différents diamètres d'orifice pour permettre d'optimiser la taille de l'orifice et d'obtenir les meilleurs résultats. Les expériences ont démontré que l'orifice de 500um était adéquat puisqu'il présentait la même distribution de taille que la théorie de la solidification équiaxe. La seconde partie de l'étude concerne l'évaluation de la meilleure technique pour l'acquisition des données. Deux façons s'offrent à nous ; l'acquisition ponctuelle, c'est-à-dire la prise d'une seule mesure par expérience et l'acquisition continue, qui se décrit comme étant une circulation du métal sans arrêt entre chaque mesure. Les avantages et les inconvénients de chaque méthode ont été apportés pour finalement affirmer que la technique d'acquisition en continue permet de descendre à une température bien plus basse que l'autre méthode et offre des résultats plus près de la théorie. La dernière phase de ce projet consiste à vérifier la concordance des résultats obtenue avec le LIMCA? avec une autre méthode. La technique utilisée est la métallographie de métal solidifié rapidement. La comparaison des résultats de métal solidifié à différentes températures montre que les grains ont tendance à s'agglomérer. Ainsi, les mesures de tailles des particules obtenues lors des acquisitions sont plus grosses que les particules réelles. La technique de mesure de grain à l'aide du LIMCA?, malgré certains inconvénients, reste une méthode intéressante pour connaître la croissance des grains équiaxes lors de solidification. En approfondissant les phénomènes thermiques et électriques régissant l'orifice, cette technique de mesure pourrait devenir un outil fort utile pour l'étude de la germination et de la croissance des grains dans un métal.

Le but de ce travail est d'étudier l'effet d'un mélange de terres rares (mischmetal), le taux de refroidissement et la surchauffe sur la microstructure et les propriétés mécaniques de l'alliage Al-Si 319.2 contenant 0.4%, 0.8% et 1.2% en fer, utilisé dans l'industrie automobile. Si l'économie de l'essence est déjà réalisée en utilisant les alliages légers Al-Si, les propriétés mécaniques, la dureté et l'usinabilité dépendent des intermétalliques qui se forment lors des processus de refroidissement. En plus de l'amélioration de la durée de vie des pièces en aluminium produites dans les usines manufacturières, la recherche de nouvelle méthode et de nouveaux agents modifiants sont aussi l'objet de plusieurs travaux de recherche. L'interprétation de certains résultats du présent travail de recherche reste spéculative alors que d'autres étaient logiques. La réduction de l'espace interdendritique est trouvée être important lorsque le taux de refroidissement augmente, alors qu'il ne subit pas de grand changement avec la surchauffe et l'addition du mischmetal. L'effet de la surchauffe sur l'espace interdendritique n'a pu être clarifié par manque de preuves expliquant son comportement. Lors de la réaction eutectique Al-Si on a noté l'absence de surfusion, ce qui laisse prévoir l'existence de certains agents de germination qui ne disparaissent ni avec l'addition du mischmetal ni avec la surchauffe. Cependant, la modification du silicium eutectique est significative lorsque le taux de refroidissement et la concentration en fer augmentent. Nous avons confirmé la transformation de la phase P-Fe en phase oc-Fe avec la surchauffe. La réduction de la taille de la phase p-Fe qui reste, avec la surchauffe a amélioré les propriétés mécaniques des alliages à haute concentration en fer (1.2%-Fe). En effet, la densité de la phase P-Fe a diminué, compensé par une augmentation des plaquettes ségrégées pour une concentration 5% en mischemtal. L'amélioration relative des propriétés mécaniques de ces derniers alliages est conforme à leur mode de rupture. En effet, l'analyse au microscope électronique à balayage (faisceau secondaire) montre la présence de fossette (coupole) traduisant ainsi leur ductilité relative.

La fissuration à chaud est un défaut important qui apparaît lors de la solidification des alliages. Alors qu'il existe beaucoup d'études visant à caractériser les alliages de fonderie selon leur susceptibilité à la fissuration à chaud très peu de recherches ont été entreprises sur les alliages d'aluminium de corroyage. Puisque la fissuration à chaud se produit occasionnellement lors de la coulée de ces alliages, par le procédé D.C. (Direct Chili), une étude de ce phénomène devrait être faite pour cette série d'alliages. Lors de la présente étude, des essais ont été faits, en utilisant la méthode C.R.C. (Constrained Rod Casting), afin de déterminer la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages de corroyage. Quatre alliages d'aluminium commerciaux et une série d'alliages binaires (Al-Si) furent utilisés. H s'agit des alliages AA1050, AA3104, AA5182, AA6111, Al-0,5wt% Si, Al-lwt% Si, Al-l,5wt% Si, Al-2wt% Si et Al-3wt% Si. Afin d'évaluer leur susceptibilité à la fissuration à chaud, deux systèmes ont étés utilisés, soit H.T.S. (Hot Tearing Susceptibility) et F.C. (Footprint Chart). La méthode avec le moule C.R.C. fut efficace lors de l'évaluation des alliages d'aluminium. H fut observé que la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages de corroyage et des alliages binaires avec silicium, pouvait se classer comme suit, en ordre croissant, pour les alliages de corroyage, AA1050, AA5182, AA3104, AA6111, et pour les alliages binaires, Al-0,5wt% Si, Allwt% Si, Al-l,5wt% Si, Al-2wt% Si, Al-3wt% Si. Cet ordre, pour les alliages de corroyage, correspond bien aux observations typiques faites dans les centres de coulées industriels. Le classement des alliages binaires correspond aussi à quelques études antérieures faites en fonderie. Une étude de la macrostructure et de la microstructure des échantillons coulés a permis de trouver une corrélation raisonnable entre les différentes structures et la susceptibilité à la fissuration à chaud. Le microscope métallographique, le microscope électronique à balayage, le spectromètre dispersif d'énergie, la dissolution de la matrice et la diffraction X, furent utilisés pour cette étude. Il fut observé que la zone de solidification des alliages, la quantité et la distribution de la phase eutectique, la grosseur de grain, la tension de surface, les phases secondaires, et les composés intermétalliques peuvent être des facteurs importants qui influencent la fissuration à chaud. Néanmoins, il fut constaté que le phénomène de fissuration à chaud ne pouvait être expliqués par un seul mécanisme pour tous les alliages observés. L'affinage de grain a été fait pour les alliages de corroyage. La méthode d'interception linéaire fut utilisée pour déterminer la grosseur des grains. La méthode "C.R.C." et l'index "H.T.S." peuvent caractériser la sensibilité à la fissuration à chaud des alliages pour différents niveaux d'affinage de grain. L'analyse de la microstructure de l'alliage AA1050, avec ou sans affineur de grain, montre une relation directe entre la tendance à la fissuration à chaud et le degré d'affinage des grains. Les résultats expérimentaux montrent aussi que l'affinage de grain peut réduire de beaucoup la susceptibilité à la fissuration à chaud des alliages à faible tendance comme les alliages AA1050 et AA5182. Néanmoins, l'affinage de grain n'est pas très efficace sur les alliages à tendance élevée à la fissuration à chaud, surtout pour l'alliage AA6111, même si les grains sont fins et de forme équiaxe. Ceci pourrait s'expliquer par le fait que ces derniers sont hautement alliés et possèdent déjà un grain fin. L'analyse des surfaces des fissures fut faite pour les quatre alliages de corroyage. Les résultats pour les alliages AA1050, AA3104, et AA5182 démontrent clairement que le liquide eutectique restant, s'introduit dans la région de la fissure et recouvre les surfaces qui étaient séparées. D fut observé que les surfaces des fissures de l'alliage AA6111, qui a la plus haute tendance à la fissuration à chaud, ne contiennent pas de phase eutectique. La composition des phases eutectiques des alliages est probablement le facteur le plus important lors de la fissuration à chaud des alliages. Il fut aussi observé que l'alliage AA3104 est différent, seulement par le fait que l'on peut voir un relief de fracture ductile à l'endroit où les bouts de dendrites se rencontrent alors que l'alliage est dans un état "solide-liquide".

Les alliages hypoeutectiques de type 319 et 380 de même que l'alliage eutectique Al-Si-Mg sont souvent utilisés dans l'industrie automobile en raison de leur excellent rapport poids/résistance et de leur facilité de mise en forme. La présence d'éléments durcissants tels que le cuivre et/ou le magnésium combinés à certains traitements thermiques confèrent aux alliages déjà cités un équilibre optimum entre la résistance mécanique et la ductilité. La réduction du prix de revient des alliages aluminium-silicium de même que la quantité croissante de rebuts d'aluminium justifient l'utilisation accrue des alliages de deuxième fusion dans le secteur automobile. La forte tendance au recyclage entraîne cependant des titres en fer pouvant parfois atteindre jusqu'à 1.5%. Ce dernier élément est particulièrement néfaste aux propriétés mécaniques lorsque son titre excède 0.7%, puisqu'il favorise la précipitation de la phase P-AlsFeSi qui affaiblit surtout la ductilité. D'après de nombreuses études réalisées, le strontium (Sr), le manganèse (Mn) et le béryllium (Be) permettent de neutraliser en partie les effets nuisibles du fer. Le Sr fragmente la phase (3-AlsFeSi alors que le Mn transforme les aiguilles/plaquettes en écriture chinoise. Quant au béryllium, il est efficace à la fois en affinant la phase p et/ou en la transformant en une nouvelle phase de type BeSiFe2Alg. Le but de ce travail est de créer une base de données complète se rapportant aux propriétés mécaniques (limite élastique, limite ultime et pourcentage d'allongement à la rupture) des alliages Al-Si-Cu (319.2, 319.1, 380), et eutectiques Al-Si-Mg. Tout d'abord, il s'agit de préciser l'effet du titre en fer de même que d'évaluer l'influence de l'addition d'éléments modifiants/neutralisants tels que le Sr, Be, Mn, Be + Sr et Mn + Cr sur les alliages de type 319 et 380 ayant subi le traitement thermique T6. La deuxième partie qui se rapporte à l'alliage eutectique, étudie la dissolution de la phase (3 en évaluant l'effet de la teneur en fer, l'influence de la modification par le Sr (alliage G6291G), et l'effet de la durée du traitement de mise en solution de 0 à 200 heures à 540°C. La dernière étape consiste à établir un lien entre les propriétés mécaniques obtenues et les caractéristiques de la microstructure, soit le pourcentage de porosités et la longueur et l'épaisseur des aiguilles/plaquettes. Au total, 68 compositions différentes ont été préparées avec un nombre moyen de 6-8 éprouvettes/composition. Également, le mode de rupture à été étudié au moyen de la microsonde électronique à balayage. La fluidité pour les alliages 319.2 et eutectiques non-modifiés et modifiés à été mesurée à l'aide de la technique Ragone dans le but de quantifier l'influence des éléments neutralisants ajoutés aux alliages de base. Aussi, quelques radiographies d'éprouvettes de traction ont été réalisées afin de vérifier la présence de défauts dans la microstructure tels que des porosités et/ou retassures. Ces deux moyens, c'est-à-dire la mesure de la fluidité et les radiographies, servent à s'assurer de la qualité des alliages après coulée. Les résultats concernant la fluidité indiquent que les éléments alliés ont peu d'influence lorsque la température de coulée est aussi élevée que 735°C. L'augmentation du titre en fer jusqu'à 1.5% dans les alliages 319 et 380 engendre la précipitation de la phase (3-AlsFeSi de très grande taille, ce qui occasionne la formation de porosités importantes tout en affaiblissant la résistance mécanique et la ductilité. Parmi les éléments neutralisants utilisés pour améliorer les propriétés mécaniques, les traitements classiques, soit l'addition de Mn (Mn/Fe -0.7) et de Mn + Cr, s'avèrent très efficaces dans l'amélioration de la limite élastique et de la limite ultime. Ces traitements peuvent être remplacés par l'addition de Sr (~ 0.02%) et de Sr + Be (0.02% Sr, 0.13% Be), ces derniers résultant en des augmentations importantes de l'allongement à la rupture. Le traitement de mise en solution à 540°C appliqué aux alliages eutectiques Al-Si-Mg non-modifiés et modifiés à haute teneur en fer, accélère la dissolution de la phase (3-AlsFeSi, ceci étant dû à la rejection des atomes de silicium vers l'aluminium et entraînant la décomposition de la phase (3 en un nouveau composé, soit AlôFe. L'alliage modifié montre une réduction maximale dans la longueur de la phase P après 30 heures de mise en solution, comparativement à 10 heures pour l'alliage modifié. Le strontium diminue donc la durée du traitement par la fragmentation initiale des aiguilles/plaquettes. L'analyse de la microstructure c'est-à-dire de la phase P-AisFeSi et des porosités de même que les observations métallographiques se sont avérées en parfaite logique avec les propriétés mécaniques déjà obtenues. Les réductions dans la taille, c'est-à-dire la longueur et l'épaisseur des aiguilles/plaquettes ainsi que la diminution des pourcentages de porosités sont dus à la transformation de la phase (5 en écriture chinoise (Mn), en plaquettes ségrégées (Mn + Cr), en phase de type Be-Fe (Be, Be + Sr) ou simplement par fragmentation (Sr). Ces changements de morphologies sont directement liés à l'augmentation des propriétés mécaniques.

Le présent travail a été entrepris afin d'étudier le rôle des paramètres d'opérations communément appliqués dans les fonderies d'aluminium ainsi que l'effet des éléments d'alliages mineurs sur la formation d'inclusions dans l'alliages Al-Si le plus largement utilisé, i.e., l'alliage primaire A356.2 et C357, à l'aide de la technique PoDFA (Porous Disc Filtration Apparatus). Une série de vingt neuf expériences a été réalisée (chacune utilisant un mélange de 25 Kg d'alliage). Dans chaque cas, 4 à 6 essais PoDFA successifs ont été exécutés. Les échantillons PoDFA contenant la partie non filtrée du métal en contact avec le filtre PoDFA (~5 mm d'épaisseur) ont été polis en vue d'un examen métallographique. La classification et le dénombrement des inclusions a été réalisée en utilisant la méthode de la grille. Les résultats obtenus sur les types et les concentrations d'inclusions non métalliques ainsi que sur les films d'oxyde d'aluminium se produisant dans cet alliage avant la coulée, ont été analysés en terme de leur effet sur le temps de filtration et sur la fluidité (mesurée par la longueur du métal solidifié dans des tubes en quartz à l'aide d'un appareil de mesure de la fluidité Ragone). La scorie, i.e., la couche d'oxyde qui se forme sur la surface du métal en fusion a été soigneusement recueillie, pesée et examinée par microscopie électronique à balayage équipée d'un système EDX. Les résultats ont montré que les inclusions ne sont pas les seuls paramètres à être considérés. Les oxydes A12O3 (films et particules) sont les plus importants et constituent le facteur déterminant. On trouve cependant qu'il est assez difficile de séparer le rôle individuel de chaque paramètre en utilisant la technique PoDFA, i.e., l'échantillonnage sans perturber le métal en fusion. Ce procédé introduirait certainement des oxydes indésirables dans le creuset PoDFA, résultant en une augmentation artificielle de la quantité de scories. Dans tous les cas, la scorie était liquide, i.e., contenant une quantité appréciable de métal en fusion. Les principaux types d'oxydes dans la scorie étaient MgO, MgAl2O4, A14C3 et A12O3. Deux types de matériau initial de A356.2 et C357ont été utilisés, i.e., frais et recyclé. Un total de treize opérations, représentant celles normalement appliquées dans les fonderies d'aluminium ont été simulées sous atmosphère sec (humidité -12-15%). Le métal fondu a été moulé dans des éprouvettes qui ont ensuite été thermiquement traitées selon T6 avant les essais de traction. Les résultats ont montré que le maintien du métal liquide à 735°C durant un long temps i.e. 72 h conduit à la sédimentation de la plupart des inclusions vers le fond du creuset. Cependant, une variation de l'humidité environnante peut provoquer l'absorption d'hydrogène et ainsi une grande quantité de porosités. Le dégazage à l'aide d'argon sec injecté dans le métal liquide par l'intermédiaire d'un agitateur rotatif (vitesse -160 rpm) semble être la meilleure technique pour éliminer les inclusions. L'efficacité de ce procédé est grandement améliorée lorsque celui-ci est couplé avec la filtration utilisant des filtres à écume en céramique (10 et 20 ppi). Une relation linéaire entre la ductilité de l'alliage et le logarithme du pourcentage d'inclusion au d'oxide films a été établi. A cause de la décohésion entre l'inclusion/film d'oxyde et la matrice environnante, des fissures sont facilement initialisées à leur interface, conduisant à des défauts imprévus.