Les alliages d'aluminium sont de plus en plus utilisés dans les domaines de l'ingénierie. En effet, leurs excellentes propriétés mécaniques, ainsi que leur faible densité en font des alliages de hautes performances. L'assemblage des alliages d'aluminium par soudage n'est cependant pas aussi facile que pour le cas de l'acier et demande de plus grandes précautions. Ces difficultés sont grandement causées par les propriétés physiques et thermiques des alliages à base d'aluminium. Minimiser l'apport de chaleur aux pièces à souder peut, dans certains cas aider à surmonter ces difficultés. Le soudage par procédé hybride laser-GMAW est un procédé à haute densité énergétique, ce qui permet de diminuer la chaleur introduite à la pièce. Cependant, dans le cadre d'essais effectués au Centre des technologies de l'aluminium du conseil national de recherches du Canada, sur l'alliage d'aluminium AA6061-T6, un problème de fissuration à chaud a été observé lorsque de grandes vitesses de soudage sont utilisées. Ces essais ont été réalisés en configuration cordon sur plaque avec un métal de base de nuance AA6061, ainsi qu'un matériau d'apport de type AA4043. La fissuration à chaud est occasionnée par le changement dimensionnel des métaux avec la température ainsi que par le bridage empêchant cette modification volumique. Le présent projet ne vise que l'étude de la partie métallurgique de la fissuration à chaud. Plusieurs essais ont été réalisés à l'aide de plans d'expériences afin de cibler l'influence des éléments d'alliages ainsi que celle de la microstructure, sur la fissuration à chaud des soudures. Chaque cordon de soudure a été observé à faible grossissement optique afin de déterminer le degré de sévérité de la fissuration à chaud. Par la suite une coupe transversale de chaque cordon a été effectuée afin de caractériser la géométrie ainsi que la composition chimique. Une analyse en profondeur à l'aide d'un microscope électronique à balayage (MEB) a par la suite été produite sur certains échantillons. Ces essais ont permis de démontrer que la vitesse de soudage avait une influence certaine sur le phénomène de fissuration de solidification. De plus, la composition chimique de l'alliage peut sérieusement affecter le degré de sensibilité à la fissuration à chaud. Des résultats ont démontré que le ratio fer/silicium peut avoir une grande influence sur le phénomène de fissuration à chaud. En effet, certains composés intermétalliques pourraient causer la fissuration de solidification lors du soudage hybride laser-GMAW.

Depuis quelques années, les recherches qui portent sur les procédés de mise en forme par voie semi-solide ne cessent d'augmenter. Cette popularité s'explique par les nombreux avantages que procure ce type de moulage par rapport au moulage traditionnel en phase liquide. Le procédé SEED (Swirled Enthalpy Equilibration Device) est une méthode de mise en forme de l'aluminium semi-solide actuellement développée par Alcan International Limited et le Centre des technologies de l'aluminium. Ce procédé utilise la masse thermique d'un creuset pour absorber une quantité définie de chaleur d'un lopin pour qu'il atteigne la température et la fraction solide voulues. L'avantage principal du procédé SEED est qu'il ne requiert pas de contrôle de températures sophistiqué. Le transfert de chaleur peut être aisément contrôlé par la masse et le matériau du creuset. L'objectif des travaux réalisés dans le cadre de cette maîtrise concerne l'évolution de la fraction solide en fonction de la température dans les lopins semi-solides produits par le procédé SEED. Comme les lopins sont destinés au moulage sous pression, il est essentiel de bien connaître les propriétés d'écoulement de la pâte pour obtenir des pièces ayant de bonnes propriétés mécaniques. Or, les propriétés rhéologiques de la pâte dépendent fortement de la fraction solide, d'où l'intérêt de la caractériser. Deux modèles théoriques sont fréquemment utilisés pour connaître la fraction solide en fonction de la température, soit le modèle de Scheil et celui de solidification à l'équilibre. Par contre, ces modèles demeurent des approximations et il est impossible de dire jusqu'à quel point l'évolution de la fraction solide dans les lopins semi-solides produits par le procédé SEED concorde avec ces modèles. Pour caractériser l'évolution de la fraction solide de l'aluminium, quatre approches ont été utilisées. Le logiciel Thermo-Cale a d'abord été utilisé pour tracer l'évolution de Penthalpie et de la fraction solide pour un alliage d'aluminium A356 en utilisant les modèles de Scheil et de solidification à l'équilibre. Ensuite, Dictra a été utilisé pour tracer les mêmes courbes, mais cette fois en imposant un taux de refroidissement et en basant les calculs sur la vitesse de diffusion des atomes dans l'alliage. Les résultats de ses calculs ont permis d'obtenir les courbes théoriques d'enthalpie et de fraction solide prédites par les modèles. Deux types de calorimètre ont été utilisés. D'abord, un calorimètre à pression constante a été fabriqué pour connaître la quantité de chaleur contenue dans un lopin. Ensuite, un calorimètre à balayage différentiel a été utilisé pour mesurer l'évolution de l'énergie lors de la réaction de solidification d'une petite masse d'aluminium. Ces mesures ont ensuite permis de connaître la fraction solide pendant la réaction. Les résultats obtenus concordent bien avec les prédictions fournies par le logiciel Thermo-Cale. Une première méthode expérimentale directement appliquée au procédé SEED a ensuite été employée. Cette démarche consiste à prélever des échantillons de pâte semisolide à différents moments lors d'un cycle de production des lopins et à les refroidir très rapidement afin de figer la microstructure. Différentes méthodes d'échantillonnage ont été testées afin d'identifier la démarche la plus efficace et celle permettant la solidification la plus rapide. Plusieurs obstacles ont été rencontrés et il a été très difficile d'obtenir des échantillons représentatifs de la pâte. L'étude de la microstructure par analyse d'image des échantillons permet normalement de quantifier la fraction solide. Il s'est par contre avéré très difficile de distinguer la phase primaire qui s'est solidifiée en cours de procédé de la partie liquide qui s'est solidifiée pendant la trempe. La principale raison qui explique les difficultés rencontrées est associée à la morphologie et la taille des particules solides qui, dû à un manque de temps de maintien dans la région semi-solide, n'ont pas eu le temps d'évoluer en forme de globules et de grossir suffisamment pour se distinguer facilement de la phase secondaire solidifiée pendant la trempe. La fraction solide de la pâte n'a donc pas pu être quantifiée par cette méthode. L'analyse thermique a finalement permis de connaître l'évolution de la fraction solide de la pâte produite par le procédé SEED. Des mesures de températures provenant de thermocouples insérés dans l'aluminium semi-solide et à la surface du creuset lors de la solidification des lopins ont d'abord été prises. Ensuite, un bilan énergétique a permis de connaître l'évolution de l'enthalpie du système. Finalement, la fraction solide a pu être déterminée en faisant l'hypothèse que la fraction solidifiée est proportionnelle à la fraction d'énergie dégagée. Il est important de souligner qu'habituellement l'analyse thermique utilise le concept de courbe de base pour isoler l'énergie de la réaction de solidification. L'analyse thermique développée dans le cadre de ces travaux utilise une approche complètement nouvelle qui s'affranchit de l'utilisation de la courbe de base. Les résultats obtenus par analyse thermique ont permis de constater que l'évolution de la fraction solide concorde avec les prédictions du modèle de Scheil. Finalement, une démarche permettant de prédire la fraction solide après le drainage dans le procédé SEED a été développée. Suite aux résultats obtenus par analyse thermique, il est possible d'utiliser la relation de Scheil pour prédire la fraction solide des lopins produits par le procédé SEED avant le drainage. Par ailleurs, la période de drainage est plus complexe et rien ne permet d'affirmer que la relation de Scheil s'applique toujours. Pendant le drainage, trois facteurs contribuent à faire augmenter la fraction solide, soit la masse drainée, la diminution de la température et la modification de la composition du lopin. Deux cas limites théoriques basés sur des hypothèses différentes ont été étudiés pour calculer l'intervalle dans lequel la fraction solide finale de la pâte se trouve.

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.

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.

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.

Comme les autres métaux, l'aluminium est rarement utilisé à l'état pur. Différents éléments sont additionnés à l'aluminium afin de modifier ou améliorer les propriétés mécaniques. Ainsi, environ 85 à 90 % des pièces produites avec ce métal sont constituées d'alliages aluminium-silicium. Ces alliages offrent une excellente coulabilité et peuvent être usinés et soudés. En plus du silicium, il y a d'autres éléments qui peuvent être alliés à l'aluminium. Un de ceux-ci est le titane. La présence de cet élément a des conséquences sur la solidification, la microstructure (affinage des grains, etc.) et les propriétés mécaniques. Le but de ce travail est d'étudier l'affinage des grains de l'alliage A356.2 en présence de titane de même que les différents effets de la présence ou de l'augmentation de la concentration de cet élément dans l'alliage. Comme pour la plupart des éléments d'alliage, le titane affine (réduit) la taille des grains. La réduction de la taille des grains est toutefois plus prononcée avec cet élément. En général, la réduction de la taille des grains est inversement proportionnelle à la concentration en titane. À partir d'une certaine concentration, la taille des grains devient minimale. De plus, en présence de titane, il y a formation de plaquettes de Ti(Al,Si)3. Ces plaquettes dissolvent une petite quantité de silicium. De plus, la surchauffe peut changer la morphologie de ces plaquettes. Lorsque la concentration est faible, la surchauffe augmente la taille des grains. Il est possible d'observer par analyse thermique certains phénomènes qui résultent de la présence de titane. Ainsi, l'accroissement de la concentration en titane entraîne une hausse de la température du début de la solidification de l'aluminium. La hausse exacte dépend de la concentration. Le titane affecte aussi d'autres paramètres de la courbe de solidification (AT, etc.).

Les alliages d'aluminium-silicium sont de plus en plus utilisés de nos jours dans le domaine automobile. Ils permettent d'alléger le poids des automobiles et diminuer ainsi la consommation d'essence. Nous avons étudié, dans ce projet, trois alliages d'aluminium soit sont le 319, le 356 et le 413. Nous avons fait varier différents paramètres métallurgiques pour chaque alliage. Les paramètres variés sont le dégazage, l'ajout de strontium, l'ajout de T1B2 et la quantité d'hydrogène. Ainsi, 9 conditions ont été créées pour chaque alliage. En plus de varier les paramètres métallurgiques, nous avons également effectué des traitements thermiques sur les alliages. Les échantillons ont tous subi une mise en solution de huit heures à 495°C pour les alliages 319 et 413 et à 540°C pour l'alliage 356. Par la suite, une trempe a été effectuée dans un bac rempli d'eau chaude (60°C). Finalement, on a effectué le vieillissent d'une durée de cinq heures à 155°C, 180°C, 200°C, 220°C et 240°C. Nous avons également gardé des échantillons dits « tel que coulée » qui n'ont pas subi de traitements thermiques. Différents examens ont été faits sur les échantillons pour mesurer leur microstructure et leur macrostructure mais également les propriétés mécaniques. La grosseur des grains, l'espace interdendritique et la morphologie des particules de silicium et des pores ont été mesurés pour évaluer la microstructure et la macrostructure des alliages. Pour les propriétés mécaniques, la dureté et la résistance à l'impact ont été mesurées. Des images ont également été prises pour évaluer le mode de propagation de la fissure (fractographie) pour les échantillons soumis au test de résistance à l'impact. Nous avons pu identifier un nouveau phénomène agissant sur la morphologie des particules de silicium lors de la mise en solution. En temps normal, les particules de silicium aciculaire se fragmentent lors de la mise en solution ce qui diminue la surface totale des particules de silicium. Dans notre cas, il y a bel et bien une fragmentation mais il y a aussi une dissolution des petites particules de silicium qui diffusent vers les particules aciculaires de silicium plus grandes. Comme la cinétique de dissolution/diffusion des particules silicium est supérieure à celle de la fragmentation, il y a une augmentation de la surface moyenne (observé pour 14 échantillons sur 18). Les essais de résistance à l'impact ont permis de trouver que les pores présents dans les échantillons jusqu'à un pourcentage surfacique de 2,59% n'influencent pas la valeur de l'énergie absorbée.

En tant qu'une des familles principales des alliages d'aluminium, les alliages Al-Si offrent une excellente coulabilité, une bonne résistance à la corrosion et des bonnes propriétés physiques et mécaniques. L'alliage A356.2 commercialement populaire, appartenant au système Al-Si-Mg, a d'excellentes caractéristiques de coulée, soudabilité, étanchéité de pression et résistance à la corrosion. L'alliage est généralement soumis à un traitement thermique (traitement T6) pour fournir de diverses combinaisons des propriétés de traction et physiques qui sont attrayantes pour plusieurs d'applications en industrie de l'automobile et de l'aérospatiale telles que des blocs de moteur, des têtes de cylindre et des roues. De tels composants critiques exigent que les pièces coulées présentent des propriétés conformes de résistance et de ductilité dans tout le matériel solidifié. Il est bien connu que la morphologie des particules eutectiques de silicium dans les alliages Al-Si soit un facteur principal qui détermine les propriétés mécaniques de ces alliages. Dans les conditions de tel que coulé, la microstructure d'alliage contient des particules fragiles et aciculaires de silicium sous forme de plaquettes avec des côtés pointus aux extrémités. D'un point de vue mécanique, la présence de telles particules sous forme plaquettes dégradera les propriétés mécaniques parce que des efforts inhérents seront centralisés sur les côtés et les extrémités pointus, ce qui entraîne une rupture rapide. D'autre part, si les particules eutectiques de silicium sont obtenues sous une forme fine et fibreuse (silicium fibreux), une telle morphologie contribue aux meilleures propriétés de traction avec des valeurs légèrement plus élevées de résistance à la traction finale et à des valeurs de ductilité considérablement plus grandes. En plus de la taille et de la forme des particules eutectiques de silicium, la taille de grain et le DAS (espacement de bras de dendrite) sont également importants pour les propriétés de l'alliage. Le DAS est déterminé par le taux de refroidissement. En effet, des taux de refroidissement plus élevés mènent à une taille de grain plus fine et à une plus petite valeur de DAS qui améliorent les propriétés. Tandis qu'un taux de refroidissement élevé peut également produire des particules eutectiques de silicium plus fines, leur morphologie, cependant, demeure la même (c.-à-d. aciculaire). La modification ou le changement de la morphologie de particules de silicium d'une forme aciculaire à une forme fibreuse est habituellement provoquée en ajoutant un modificateur au métal liquide. Pour cet effet, le strontium est généralement utilisé sous forme d'alliage mère d'Al-10%Sr. Le rôle du strontium est d'affecter principalement la nucléation et la croissance de la phase de silicium en développant un habillage efficace d'impureté devant la croissance de silicium présent dans l'alliage solidifié. Par la suite, cet habillage d'impureté produit des particules fines de silicium qui contiennent une forte densité. Les particules fines de silicium peuvent également être produites en utilisant d'autres moyens, par exemple un taux de refroidissement élevé, traitement de mise en solution ou un traitement thermique du liquide. Un taux de refroidissement élevé a comme conséquence un degré élevé de surfusion décalant le point Al-Si eutectique de l'alliage à une plus basse température. Le taux de refroidissement élevé mène à la formation des particules plus fines de silicium comparées à un taux de refroidissement bas. Autres moyens pour obtenir des particules fines de silicium est l'utilisation du traitement thermique du liquide, ou le processus de MTT. Dans ce cas-ci, l'utilisation de basses et de hautes températures pour l'alliage produit une structure fine de silicium. L'effet de modification est réalisé par des noyaux résultant de la dégénération de grands amas d'atomes et quelques solides réfractaires dans la basse température quand l'alliage est chauffé à hautes températures. Dans ce processus aucune addition d'élément n'est exigée. C'est une technique relativement récente qui semble être une alternative prometteuse à la modification au strontium Sr, car elle n'exige aucune addition d'élément, de ce fait ramenant le risque de porosité accrue normalement liée à l'addition du strontium au métal liquide. L'utilisation de la surchauffe du métal liquide s'avère également un moyen pour produire l'amélioration de la structure eutectique de silicium. Dans ce cas-ci, aussi, la température élevée de la fonte aide à la dégénération des amas d'atomes, fournissant plus de noyaux pour la formation de dendrite d?a-Al fournissant un affinage de la microstructure. Dans les alliages d'aluminium traitables thermiquement, les propriétés mécaniques sont augmentées par l'utilisation des traitements thermiques. Ces derniers qui sont appliqués sur les alliages A356 se composent de trois étapes : un traitement thermique de mise en solution (à 540 °C) pendant un temps indiqué, une trempe (dans l'eau chaude), suivie d'un vieillissement artificiel à 155 °C. La partie de traitement de mise en solution du processus affecte directement les particules de silicium et, dépendant d'un temps optimum de traitement, produit des particules sphéroïdisées de silicium. Des temps plus grands de traitement de mise en solution peuvent mener à des particules aciculaires de silicium. Ainsi, n'importe quel facteur qui peut affecter la morphologie des particules eutectiques de silicium aura un effet sur les propriétés mécaniques des alliages Al-Si. Le but du travail actuel est d'étudier de divers moyens d'obtenir une structure eutectique fine de silicium dans l'alliage A356.2 et d'améliorer de ce fait les propriétés mécaniques de celui-ci. Les effets du taux de refroidissement, la modification au Sr, le traitement thermique de mise en solution et le traitement thermique du métal liquide sur les caractéristiques des particules de silicium de l'alliage A356.2 (Al-7%Si-0.4%Mg) ont été étudiés. Les paramètres des particules mesurés étaient la surface moyenne, la longueur moyenne, le rapport de la rondeur et le rapport longueur/largeur en utilisant l'analyse d'image et la microscopie optique. Basé sur les résultats obtenus à partir des caractéristiques microstructurales, des propriétés de traction (la limite ultime, la limite élastique et l'allongement à la rupture) des échantillons choisis ont été examinées au moyen d'une presse INSTRON universelle pour déterminer l'effet de ces facteurs sur les propriétés mécaniques. Les résultats ont prouvé que les alliages qui ont subi une modification au strontium Sr accompagnée d'une surchauffe et qui ont subi le processus de modification MTT fournissent très bien des particules eutectiques fines de silicium, le processus de Sr-MTT donne de meilleurs résultats de modification. La taille et la morphologie des particules eutectiques de silicium sont affectées par le procédé de modification utilisé. Les alliages SrM, SH et SrMTT coulés montrent des particules fibreuses de silicium bien modifiées, tandis que les alliages MTT qui montrent des particules de silicium, bien que raffinées dans une certaine mesure, maintiennent toujours leur morphologie aciculaire. Le taux de refroidissement affecte la dimension particulaire du silicium eutectique puisque un taux de refroidissement plus élevé produit des particules plus fines de silicium. Cependant, dans la marge des taux de refroidissement fournis par les extrémités froides du moule utilisé dans ce travail, le taux de refroidissement n'affecte pas la morphologie des particules de silicium. Pendant le traitement thermique de mise en solution à 540°C, les particules eutectiques de silicium subissent une fragmentation, une sphéroïdisation, et grossissement affectant la morphologie des particules de silicium. Le processus de sphéroïdisation est déterminé par la taille et la morphologie des particules de silicium dans les conditions tels que coulés. Les alliages subissant une modification au Sr, une surchauffe et un processus de SrMTT avec leurs particules de silicium raffinées ont besoin moins de temps de traitement de mise en solution pour le processus de sphéroïdisation que les alliages non modifiés et alliages MTT. Une analyse des essais de traction pour les diverses coulées de l'alliage A356.2 (NM, SRM, MTT SH et SrMTT) dans la condition tel que coulé montre que le taux de refroidissement et le procédé de modification n?ont aucune influence sur la limite élastique. La limite ultime (UTS) peut être améliorée par SrM, SH, et un traitement de SrMTT. Le processus de MTT n'a aucune influence apparente sur l'UTS. Le traitement de SrM et de SrMTT peut considérablement améliorer le pourcentage de l'élongation à la rupture de l'alliage A356. Les processus SH et de MTT montrent aucune amélioration significative dans le pourcentage de l'élongation. Un pourcentage d'allongement plus élevé peut être produit à un taux de refroidissement plus élevé. L'effet du traitement thermique de mise en solution sur les propriétés de traction des diverses coulées de l'alliage A356.2 peut être résumé comme suit. La limite élastique des diverses coulées de l'alliage A356.2 est sensiblement améliorée après le traitement thermique de mise en solution de 8 h dû à la précipitation de Mg2Si. La limite élastique demeure plus ou moins la même avec un accroissement plus ultérieur à un temps de traitement à 80 h. La limite ultime UTS est également considérablement améliorée dans les 8 premières heures du traitement thermique de mise en solution et reste alors au même niveau avec le temps augmentant jusqu'à 80h. L'amélioration est attribuée à la précipitation de Mg2Si, à la dissolution du silicium dans la matrice d'aluminium et au changement de la morphologie de particules de silicium (sphéroïdisation). La ductilité des alliages A356.2 qui ont subi le processus de NM, SH, et MTT peut être améliorée considérablement avec le traitement thermique de mise en solution (par exemple de ~ 6% dans l'alliage non modifié et dans la condition de tel que coulé à ~ 10% après un traitement de mise en solution de 80 heures). Cependant, les alliages qui ont subi le processus SrM et SrMTT ne montrent aucune amélioration remarquable.

La présente étude a été entreprise pour étudier l'effet des paramètres métallurgiques sur la dureté et des caractérisations microstructurales dans les alliages 356 et 319 tels que coulés et soumis à un traitement thermique. Ceci est dans le but d'ajuster ces paramètres pour avoir une dureté appropriée et une fraction volumique des intermétalliques de fer pour l'usage dans les études concernant l'usinabilité de ces alliages. La gamme de la dureté et les fractions volumiques des intermétalliques de fer utilisées dans cette étude est la plus connue des applications commerciales de ces alliages. Des mesures de dureté ont été effectuées sur des spécimens préparés à partir de des alliages 356 et 319 tels coulés soumis à un traitement thermique, en utilisant différentes combinaisons du raffinage de grain, modification au strontium Sr et en ajoutant des éléments alliés. Des traitements de vieillissement ont été effectués à 155°C, 180°C, 200°C et 220°C pour 4 h, suivis du refroidissement à l'air, aussi bien qu'à 180°C et à 220°C pour 2, 4, 6, et 8 h pour déterminer des conditions dans lesquelles la dureté spécifique atteigne 85 et 115. L'addition du magnésium aux alliages 319 contenant le B- et/ou le a-intermétalliques de fer produit une augmentation remarquable de dureté à toutes les températures de vieillissement en conditions non modifiées et modifiées par le strontium. Des additions du magnésium aux alliages 319 avec différentes conditions de traitement thermique pour des alliages 356 et 319 ont été effectuées pour obtenir des niveaux semblables de la dureté pour les deux alliages. Des conditions de 356 et de 319 modifiés au strontium (200-250 ppm) contenant principalement des intermétalliques a-Fe liées à différents niveaux de la dureté (90, 100 et 110 HB) ont été choisies pour l'étude de forage et de taraudage. L'effet du magnésium et de la fraction volumique des intermétalliques a-Fe sur l'usinabilité des alliages 319 soumis à un traitement thermique a été étudié pour deux niveaux de magnésium (0.1 et 0.28%), et deux niveaux de fraction volumique des intermétalliques a-Fe (2 et 5%), respectivement. Les facteurs les plus importants entrepris dans la présente étude qui déterminent l'état du matériel de travail qui peuvent influencer les résultats de l'usinabilité des alliages 356 et 319 sont: ? Chimie et additions (Cu, Mg et Fraction volumique des intermétalliques de a-Fe) 1. Le rôle des intermétalliques du cuivre en usinant les alliages 356 (sans du cuivre vieilli à 180°C/2h) et 319 (avec du cuivre vieilli à 220°C/2h), tous les deux ont le même niveau de la dureté (100 HB). 2. Rôle de l'addition du magnésium à l'alliage 319 à deux niveaux de contenu de magnésium (0.1 et 0.28%) donne le même traitement de vieillissement (220°C/2h) et deux niveaux différents de dureté (90 et 100 HB), les mêmes alliages subis un traitement différent de vieillissement (180°C/2h et 220°C/2h) donnent le même niveau de la dureté (100 HB). 3. L'effet d'augmenter la fraction volumique des intermétalliques a-Fe aux alliages 319 (2 et 5%) et quand le vieillissement est effectué à 220°C/2h et à 180°C/2h rapportent des duretés de l'ordre (90 HB) et (100 HB) respectivement. ? Taux de refroidissement et vitesse de trempe ? Dureté Les différences dans le comportement d'usinage entre les alliages 356 et 319 sont principalement attribuées à la différence dans la dureté de matrice, la chimie d'alliage, les additions d'éléments et le traitement thermique. La dureté de matrice (salutaire) et les abrasif d'alliage (nuisible) semblent être de vraies issues commandant l'usinabilité d'alliage. Le magnésium et le cuivre renforcent la matrice de l'alliage et par conséquent améliorent l'usinabilité de ce dernier. Le magnésium durcit les alliages 356 et 319, mais n'augmente pas l'abrasif puisqu' en petite quantité, il ne contribue pas à la formation des phases dures d'intermétalliques. En conséquence, les alliages contenant du Mg montrent un nombre plus haut de trous forés et tapés. Un contenu plus élevé de magnésium résulte dans une force de découpage plus élevée au même niveau de la dureté. Ceci peut être expliqué en notant que la fraction volumique des intermétalliques de magnésium ou des précipités plus élevés qui peut être formée dans la matrice d'alliage en conditions des alliages 319 contenant du Mg élevé (0.28%) comparées au bas contenu du Mg (0.1%). Les alliages 319 contenant un niveau bas en Mg (0.1%) présentent une vie supérieure d'outil, et ce deux fois plus que des alliages 356 (0.3% Mg) et une fois et demi que des alliages 319 contenant Mg (0.28%). En comparant un système primaire d'alliage de bâti à l'autre (356 contre 319 ou 319 (0.1 %Mg) contre 319 (0.28%Mg), par exemple), l'usinabilité des alliages 319 est plus haut que celle des alliages 356 et l'usinabilité des alliages 319 contenant un niveau bas en Mg (0.1%) sont plus haut que des alliages 319 contenant Mg (0.28%). Un alliage avec un contenu bas en cuivre comme l'alliage 356 montre une force de découpage plus élevée comparée à celle des alliages 319 au même niveau de la dureté. Ceci peut être expliqué par l'amélioration de la homogénéité de la dureté de matrice d'alliage 319 sur la base de l'effet des intermétalliques du Cu et du Mg combinés, tandis que le durcissement se produit par la précipitation coopérative des particules de phase de Al2Cu et de Mg2Si comparées seulement à la précipitation de Mg2Si dans le cas des alliages 356. La teneur de cuivre des alliages 319 tendrait à durcir l'alliage et par conséquent améliore leur usinabilité. En conséquence, les alliages 319 contenant Mg montrent une meilleure usinabilité comparée avec les alliages 356. La morphologie des intermétalliques de fer peut affecter les résultats de force de découpage quand le vieillissement a été effectué pour deux heures à 180 °C et pas à 220 °C. On l'a observé que la fraction volumique des intermétalliques a-Fe peut affecter la force et le moment de découpage quand le vieillissement a été effectué à 180° C/2h plutôt qu'à 220°C/2h. Pendant le temps de solidification dans la gamme de 25 à 45 secondes, il semble que la force et le moment de découpage sont légèrement influencés par le taux de refroidissement et la vitesse de trempe dans les états T6 et T7. Les traitements thermiques qui augmentent la dureté réduisent (heat build-up (BUE)) sur l'outil de coupe. La dureté affecte l'usinabilité des alliages 319 du fait que l'usinabilité s'améliore avec l'augmentation de dureté. On l'observe que la force et le moment de découpage augmentent avec la dureté tandis que (heat build-up (BUE)) diminue. Dans le tapement, on l'a observé que les outils de l'acier à coupe rapide réagissent considérablement plus avec la sensibilité à la dureté. L'outil (HSS-E) est cassé quand le changement de taper seulement 230 trous dans tels que coulés états (88 HB) aux 230 autres trous dans les conditions T6 (110 HB). On a observé la formation trompeuse des morceaux ou chip sur les conditions des alliages 356 et 319 (Ml et M3). Un critère important d'évaluation pendant le forage et le tapement est la qualité du trou. L'essai (Go-No-Go) est pris comme évaluation caractéristique pour l'exactitude de trou. Le diamètre de référence de (6.5024-6.5278 mm) et (7.02056-7.15518 mm) est employé pour forer et taper respectivement. Tous les résultats des essais (Go-No-Go) sont corrects. On observe des morceaux discontinus pendant l'usinage des alliages 356 et 319. À l'heure actuelle de l'effort critique, les processus durcissants excédent les processus ramollissants et une ligne principale fente se développe qui résulte en cassant le morceau, et de ce fait au développement d'un morceau complètement cassé. Plein, demi de tour et morceaux hélicoïdaux sont produits au début d'une opération de découpage quand l'outil est nouveau (processus de cisaillement). Pendant que l'outil commence usage, le morceau devient graduellement bien déformé, et le cisaillement et la déformation se produisent. Dans la contribution à la connaissance originale, les corrélations expérimentales qui relient les additions d'éléments et le traitement thermique avec la dureté ont été trouvées des résultats expérimentaux. De ces corrélations, on l'a noté que la dureté produite pour des alliages 319 augmente avec le magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et diminue comme la modification par le strontium et les paramètres de traitement de vieillissement (la température de vieillissement et temps de vieillissement). Dans des autres corrélations qui relient les additions d'éléments et le traitement thermique avec la force et le moment de découpage de forage aussi bien que (heat build-up (BUE)), on l'a observé que tous les deux la force et moment de découpage produits pendant de forage augmentent avec le magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et diminuent avec la température de vieillissement. Cependant, (heat build-up (BUE)) produite pendant le forage diminue avec l'augmentation de magnésium et les fractions volumiques des intermétalliques de a-Fe et augmente avec la température de vieillissement.