Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) constituent la majorité de moulages en aluminium, ceci est du à la fluidité élevée fournie par la présence d'un volume relativement grand de la phase eutectique du silicium. La demande des pièces coulées en aluminium de plus haute qualité, en particulier dans les industries de l'automobile et de l'aérospatiale, a concentré beaucoup d'attention sur la qualité de l'aluminium fondu. La propreté du métal, une caractéristique importante qui affecte la qualité et la performance du produit final, est déterminée par la quantité des éléments de trace, de gaz, d'oxydes, d'impuretés et d'inclusions actuelles dans le métal liquide. Les inclusions dans les alliages coulés d'aluminium ont été un problème important dans le processus et contrôle de qualité. Le contrôle de la propreté du métal dans les alliages Al-Si fondus exige des moyens de surveiller et réduire au minimum la présence des impuretés, des inclusions et des gaz. Beaucoup de techniques ont été présentées pour mesurer le contenu d'inclusion dans les fontes en aluminium. Parmi elles, la technique de LiMCA (analyseur liquide de propreté en métal) est une technique non destructive qui est capable d'effectuer des mesures in situ des concentrations d'inclusion et de les distinguer selon la dimension particulaire. La présente étude a été entreprise pour étudier les possibilités de la technique de LiMCA pour mesurer différents types d'inclusions en alliages purs commerciaux d'aluminium et d'Al-6%Si, en utilisant deux températures différentes (680 et 750°C). Le but principal de l'étude était d'évaluer la technique dans le cas des alliages de fonderie, où les niveaux d'inclusion sont considérablement plus élevés que ceux trouvés dans les alliages d'aluminium corroyés pour lesquels la technique de LiMCA a été généralement employée jusqu'à maintenant. Les types d'inclusions étudiés qui sont AL2O3, AL4C3, MgO, CaO, TiB2 et TiAl3, représentant des inclusions typiquement trouvées dans les alliages d'aluminium de fonderie. Les additions d'inclusion ont été faites en utilisant la poudre, l'alliage mère, métal pur et de matrice composite de métaux. Dans le cas des inclusions de poudre, les inclusions ont été injectées dans la fonte d'alliage en utilisant une technique d'injection de poudre pour préparer un contenu d'inclusions dans les lingots qui seront plus tard employés pour l'addition d'inclusion aux fontes fraîches d'alliage pour effectuer les essais de LiMCA. Les données de LiMCA ont été obtenues sous forme de parcelles qui ont fourni toute la concentration en nombre et en volume de concentration des inclusions, en fonction du temps et de la dimension particulaire. L'examen microstructural des échantillons solidifiés obtenus à partir du tube de sonde de LiMCA utilisé pour les mesures et à partir des prélèvements de la fonte a été également effectué, en utilisant la microscopie et la microanalyse optique de sonde d'électron (EPMA). Une analyse des données de LiMCA obtenues et des micro structures correspondantes a montré qu'après les procédures semblables d'addition d'inclusion, le nombre maximum des inclusions dans les fontes en aluminium pures commerciales à 750°C que est donné par des inclusions d'A^Os, suivies des inclusions d'Al4C3, alors que les inclusions de CaO montrent les plus basses concentrations. La plupart des inclusions sont détectées dans la gamme de grandeur de 20 à 25 um. Dans le cas des inclusions de MgO, les plus grandes additions du MgO augmentent la distribution d'inclusion dans les gammes plus étendues de dimension particulaire, montrant la tendance des inclusions de MgO à l'accumulé. Les natures semblables des courbes pour des inclusions de MgO obtenues à partir des essais effectués à la température de 680°C indiquent la répétitivité des prélèvements de LiMCA pris du même métal liquide. La comparaison du nombre total et la moyenne des inclusions TiB2 montrent leur tendance de disperser dans la fonte plutôt qu'accumulé. Même avec une plus grande addition des inclusions TIB2 à la fonte, la technique de LiMCA peut correctement détecter l'augmentation correspondante de la concentration dans la gamme de dimension particulaire de 20 à 25 jam. Les concentrations en volume pour les inclusions TiAl3 dans les fontes pures d'Al à 680 °C restent hautes pour toutes les gammes de dimension particulaire, tandis que pour d'autres inclusions, les dimensions particulaires plus élevées montrent de bas volumes. Dans les alliages Al-6%Si coulés à 750 °C, il y a une première période de 15-20 minutes avant que les lectures d'inclusion commencent à être détectées correctement par le LiMCA. Les inclusions AL2O3 et TiB2 montrent les concentrations les plus élevées dans les gammes inférieures de dimension particulaire, où TiB2 montre cette tendance pour presque toute la gamme de dimension particulaire. Les inclusions Al4C3 montrent des concentrations près de celles d'Al2O3, alors que les CaO et les MgO montrent les plus basses concentrations. Les effets de l'agglomération et de la sédimentation de particules sont également reflétés par les caractéristiques de distribution de dimension particulaire. Bien que les inclusions de CaO montrent les plus basses concentrations dues à leur basse mouillabilité, leur présence est encore différenciée par le LiMCA en ce qui concerne les niveaux bas d'inclusion d'alliage (sans aucune addition). Les inclusions CaO, MgO et TiB2 montrent des concentrations en volume élevées. Le LiMCA est sensible à la taille et à la concentration d'inclusion. Sa sensibilité augmente pendant que la température de fonte diminue. Les concentrations plus élevées d'inclusion de LiMCA II à des températures plus basses de 680 °C pour tous les types d'inclusion ont été étudié. Cet effet est le plus prononcé pour des inclusions de la poudre TiB2 et AL4C3. Les types d'inclusion suivants montrent les concentrations les plus élevées : TiB2 (poudre) > MgO + Mg > TiB2 (alliage mère) >Al4C3 (poudre) dans cet ordre. Les inclusions de TiB2 (poudre) et de MgO (métal) sont associées à l'excédent de volumes élevés de toutes les gammes de dimension particulaire, indiquant la présence des inclusions de toutes les tailles dans la fonte et des effets délétères relatifs des inclusions. Les niveaux beaucoup plus élevés d'inclusion de MgO obtenus avec l'addition du métal de magnésium (plus la surchauffe de la fonte) montre que cela l'addition directe du métal est une source bien meilleure de ces inclusions qu'en utilisant la poudre de MgO elle-même (20.000 contre, ppb 5.000). Ceci démontre la sensibilité et la fiabilité de la technique de LiMCA à la présence et la source des inclusions supplémentaires à la fonte. En ce qui concerne des additions d'inclusion en utilisant des alliages mères, les nombres de la concentration de TiB2 sont beaucoup plus hauts que ceux de TiAl3. Cependant, dans les deux cas, la plupart des inclusions sont trouvées dans la gamme de dimension particulaire allant de 20 à 25 um. Du point de vue de fournir des noyaux hétérogènes à la fonte par l'utilisation des alliages mères de raffinage de grain, les mesures de LiMCA prouvent clairement que Al-5%Ti-l%B est beaucoup plus efficace que l'alliage Al-10%Ti. Dans la présente étude, l'évidence microstructurale de l'accumulation d'une vaste quantité d'inclusions de TiB2 comme capturée par le tube de sonde de LiMCA prouve que LiMCA est la seule technique qui peut capturer de tels agglomérés en ligne, sans n'importe quel problème, car d'autres techniques telles que le PoDFA et le Prefil ne peuvent pas mesurer de tels agglomérés TiB2 sans leurs systèmes de filtre obtenant obstrués et interrompant les mesures. C'est une conclusion significative, et démontre un aspect très important de la technique de LiMCA, en particulier en raison du fait que des alliages mères de type d'Al-Ti-B sont régulièrement utilisés pour l'affinage des grains.

Avec leurs caractéristiques de basse masse volumique, de bas point de fusion, d'excellente coulabilité et de bonne résistance à la corrosion, les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont intensivement utilisés dans les applications d'automobiles. Les pièces produites à partir de ces alliages s'étendent dans plusieurs utilisations, à savoir, des blocs de moteur, des culasses et des roues. Deux des alliages commerciaux les plus populaires utilisés dans de telles applications sont les alliages de type A3 5 6 et 319, appartenant respectivement aux systèmes Al-Si-Mg et Al-Si-Cu. La qualité et les propriétés des pièces coulées sont déterminées par la qualité de leur microstructure, commandée par de divers paramètres tels que l'espace interdendritique (DAS, contrôlé lui même par le taux de solidification), le degré de modification de silicium eutectique et le degré d'affinage de grain, et la quantité de microporosités, d'intermétalliques et d'inclusions observées dans la microstructure. Parmi ces derniers facteurs, le taux de solidification est le plus important, car il affecte directement ou indirectement presque tous les autres paramètres microstructuraux. La modification de la morphologie du silicium eutectique de la forme aciculaire à une forme fibreuse est habituellement effectuée par l'addition du strontium (Sr) pour améliorer la ductilité de l'alliage. Les intermétalliques qui sont présents généralement en ces alliages sont les intermétalliques du fer B-Al5FeSi et a-Al5(Fe, Mn)3Si2, plaquettes, Mg2Si et, dans le cas des alliages 319, les intermétalliques de cuivre, CuAl2. En raison de leur fragilité, les intermétalliques de fer dont la nature est sous forme de plaquettes peuvent être tout à fait délétères aux propriétés de l'alliage, de même la présence de la porosité, en particulier en termes de qualité extérieure et solidité. Le but du travail actuel est d'étudier les paramètres métallurgiques contrôlant l'évolution microstructurale dans les alliages de type Al-Si-Mg et Al-Si-Cu, à l'aide de la détermination des caractéristiques microstructurales des alliages de type A356 et 319 directionnellement solidifiés en fonction de la teneur du fer, de l'addition du Sr (250 ppm) et de taux de refroidissement. Les teneurs en fer choisies varient de 0.12 (% en poids) à 0.8 (% en poids), et couvrent la gamme des niveaux de Fe trouvée dans les alliages commerciaux. L'utilisation d'un moule d'extrémité froide a fourni différents taux de refroidissement le long de la taille de la même pièce coulée, les valeurs de DAS qui ont changé de ~ 23 à 85 um, correspondant aux niveaux de 5, 10, 30, 50 et 100 mm au-dessus de l'extrémité froide. Les effets de ces variables sur la précipitation de la phase de B-Al5FeSi, les caractéristiques de la structure dendritique a-Al, la modification du silicium eutectique et la formation de porosité ont été examinés en détail. Diverses techniques ont été employées pour la caractérisation microstructurale et l'identification des phases, y compris le microscope électronique optique et de balayage, la microsonde électronique a couplés avec des rayons X d'énergie dispersive (EDX), la spectroscopie de longueur d'onde (WDS), ainsi que l'analyse thermique. Un analyseur d'image a été utilisé en même temps que le microscope optique pour la quantification. Une analyse des résultats obtenus prouve que la quantité de fer présente dans l'alliage affecte la taille des plaquettes de B-Al5FeSi et de leur distribution, en particulier avec un faible taux de refroidissement. L'addition du strontium mène à la fragmentation de ces (3-plaquettes co-eutectiques ou post-eutectiques. Cet effet diminue avec l'augmentation de la concentration en fer, et davantage d'addition de strontium mène à la précipitation des particules de type Al2Si2Sr, au lieu de fragmenter les plaquettes de fer. On observe un minimum de porosité dans les alliages dont le pourcentage en poids de fer est de ~ 0.4 (cas de l'alliage 319) et de ~ 0.4 ou 0.6 (cas de l'alliage 356) dû aux améliorations de la fluidité d'alliage. Avec l'augmentation du contenu de fer au dessus de ces niveaux, la porosité est également augmentée, en raison de l'augmentation de la taille des plaquettes de fer et de l'obstacle accru dans le métal fondu. La porosité observée à n'importe quel niveau donné de fer est la résultante de la concurrence entre ces deux facteurs, c.-à-d., fluidité et taille de B-plaquettes, et dépend de la perméabilité des régions interdendritiques. Bien que les branches de la phase B-Al5FeSi mène à la formation de porosité, ces mêmes plaquettes, d'autre part, limitent également la croissance des pores. En général, le pourcentage de porosité, l'aire maximum et la longueur maximale de pore augmentent avec l'augmentation des longueurs moyennes des plaquettes du B-Al5FeSi dans les alliages 356 et 319. Dans les alliages modifiés par le strontium, la formation de porosité est fréquemment associée aux oxydes de strontium (des particules ou films), aussi bien qu'aux plaquettes de B-Al5FeSi. Ces oxydes (avec une composition stoechiométrique proche de Al2SrO3) sont formés pendant la coulée du métal liquide, et ce est dû à l'affinité élevée de l'oxygène du strontium, et sont difficiles à s'enlever par l'intermédiaire d'un dégazage. La morphologie du pore (ronde ou irrégulière) est déterminée par la forme de l'oxyde, à savoir, particules ou films épais très bien dispersés. Des pores ronds sont également observés entourés par des régions eutectiques d'Al-Si. Les films d'oxyde d'aluminium emprisonnés dans le métal fondu mènent à la formation des pores plus bruts et plus profonds que ceux formés d'oxydes de strontium. Ces pores peuvent également être liés l'un avec l'autre, et sont caractérisés par la présence du métal solidifié emprisonné dans les films d'oxyde d'aluminium, près de la périphérie. La forme de ces pores est commandée par la quantité de gaz emprisonné avec les pores pendant la solidification. Les oxydes d'aluminium et de strontium agissent également en tant que des emplacements ou sites favorables pour la précipitation d'autres microconstituants, comme par exemple, la phase de B-Al5FeSi. Pour des mêmes concentrations en fer et des conditions de taux de refroidissement, les alliages de type 319 montrent des pores de plus grandes tailles que ceux dans les alliages de types 356, et ce est dû à leur plus long temps de solidification. En ce qui concerne la dimension particulaire de silicium, le temps de solidification est aussi important que l'addition de strontium dans les alliages contenant un grand nombre d'éléments d'alliage (à savoir, 319 contre alliage 356). La modification de strontium s'avère plus efficace dans l'alliage 356 que dans l'alliage 319, en raison de la différence dans tout le temps de solidification. L'addition des éléments d'alliage tels que le magnésium et le cuivre aux alliages d'Al-7%Si, comme aussi l'addition du strontium, diminue la température de solidification silicium eutectique. Dans les alliages modifiés par le strontium, la phase dendritique primaire a-Al change de forme, à savoir, des rangées parallèles à une structure equiaxe, avec des longueurs de dendrites primaires plus courtes. Les longueurs des dendrites secondaires sont commandées par le rejet des atomes de corps dissous devant les dendrites croissantes pendant la solidification. Plus la teneur en éléments d'alliage est élevée (cas de l'alliage 319), plus la taille de cellules de dendrite est petite. Le fer Fe aide à modifier les particules eutectiques de silicium dans les alliages non modifiés, en particulier à bas taux de refroidissement. Plus le niveau de fer est élevé, plus les particules de silicium sont fines. Dans les alliages modifiés par le strontium, la présence du fer équilibre l'augmentation de la dimension particulaire de silicium avec l'augmentation de DAS, c.-à-d., diminution du taux de refroidissement, ayant pour résultat plus ou de moins de dimensions particulaires uniformes de silicium, indépendamment de la composition en alliage (c.-à-d., alliage 356 ou 319). Le silicium précipite sur les plaquettes de B-Al5FeSi, que ce soit l'alliage modifié ou pas, ou le niveau de fer soit bas ou élevé. Cependant, l'augmentation de la superficie des plaquettes de B-Al5FeSi fournit plus d'emplacements de nucléation pour les particules de silicium et, par conséquent, une amélioration dans leur dimension particulaire. La surmodification des particules de silicium a lieu quand les précipités excessifs de strontium sous forme d'Al2Si2Sr prennent naissance pendant des réactions co-eutectiques ou post-eutectiques. Ces particules d'Al2Si2Sr sont de forme polygonale et sont incohérentes avec la matrice. La phase d'Al2Si2Sr peut également être précipitée directement dans la fonte quand le niveau de strontium est suffisamment élevé, dans ce cas les particules prennent la forme de short, d'aiguilles fines ou de tiges. La précipitation d'Al2Si2Sr co-eutectique a comme conséquence l'absorption de tout le strontium des régions dans lesquelles cette phase se produit. Ces régions deviennent pauvres en strontium, et toutes les particules de silicium se trouvant dans les bords ou côtés demeurent ainsi non-modifiées. La présence des particules grossières de silicium est donc tin résultat de leur état non modifié, plutôt qu'en raison d'un retour de la morphologie fibreuse à la forme de plaquettes. Le mécanisme de l'effet du fer sur la modification du silicium eutectique dans les alliages traités par le strontium peut être proposé comme suit. Dans les conditions de sous modification, les plaquettes de B-Al5FeSi se précipitent dans un bain de liquide Al-Si-Sr, où le strontium adhère à la surface des plaquettes. Les particules de silicium nucléés sur les plaquettes de P-A^FeSi sont ainsi très fines (1-2 um). Cependant, ailleurs dans la matrice, les particules de silicium demeurent non modifiées (longueur moyenne ~ 9-12 um). Dans les conditions de bonne modification, les particules d'Al2Si2Sr sont non modifiées, et ce est dû à l'épuisement du strontium dans ces secteurs, tandis que celles ailleurs dans la matrice sont bien modifiées. En conclusion, la présente étude a essayé de présenter une compréhension détaillée des processus et des phénomènes réels impliqués dans l'évolution de la microstructure des deux alliages populaires en l'industrie de l'automobile, tenant compte de la gamme des niveaux de fer généralement obtenu dans les alliages commerciaux, et des interactions qui résultent quand de tels alliages sont soumis aux procédures normales de traitement et de solidification du métal liquide suivies dans la production des pièces coulées. On s'attend à ce qu'une telle compréhension fournisse les moyens d'améliorer la commande la microstructure et, par conséquent, la qualité de produits finis obtenus.

Plusieurs types d'alliages d'aluminium de fonderie sont employés pour des applications automobiles principalement pour réduire la masse des véhicules. Parmi ces derniers, les alliages eutectiques sont utilisés pour leur bonne coulabilité. L'alliage utilisé dans cette étude est l'alliage 413.1 auquel différentes additions ont été réalisées. Neuf différentes compositions ont ainsi été étudiées. Il s'agit de l'alliage 413.1 de base et ce même alliage avec différentes additions de strontium (Sr), magnésium (Mg), cuivre (Cu), argent (Ag), lanthane (La), cérium (Ce), zinc (Zn) et nickel (Ni). Les caractéristiques de la microstructure et les propriétés mécaniques des alliages de fonderie dépendent de plusieurs facteurs tels la composition chimique des alliages, la vitesse de solidification et les traitements thermiques. Cette étude permet de formuler des conclusions concernant les modifications de la microstructure et les variations de propriétés mécaniques en traction en fonction de la composition des alliages et des traitements thermiques appliqués. Les différents traitements thermiques qui sont examinés sont les traitements T4 et T6. La mise en solution se fait à 495°C pendant deux temps différents de quatre ou vingt-quatre heures. Quatre types de trempe sont utilisés : un refroidissement à l'air ambiant, une trempe à l'eau chaude (60°C) et deux trempes dans un appareil projetant de l'eau et de l'air sous pression. Les deux températures de l'eau utilisée à l'entrée de cet appareil sont de 12°C et 55°C. Ce type de trempe produit un refroidissement intermédiaire entre le refroidissement à l'air ambiant et la trempe à l'eau chaude. Pour le traitement T6, les vieillissements utilisés sont de cinq heures à trois différentes températures; 155°C, 180°C et 240°C. Une série d'échantillons tels que coulés est aussi analysée. Les propriétés étudiées sont : la morphologie des particules de silicium, la fraction surfacique des phases intermétalliques, la distribution des éléments d'addition dans l'alliage ainsi que les propriétés mécaniques en traction, la limite ultime (LU), la limite élastique (LE) et le pourcentage de déformation à la rupture (%Déf). Les conclusions de cette étude sont que la vitesse de solidification de l'alliage a un effet plus important sur la morphologie des particules de silicium eutectique que la modification au strontium et que l'augmentation du temps de mise en solution augmente les changements produits sur la morphologie. Les phases intermétalliques qui se dissolvent le font après quatre heures de mise en solution. Les phases intermétalliques Q-Al5Cu2Mg8Si6 ainsi que ceux contenant du fer, du nickel ou des métaux terres rares ne se sont pas dissoutes après vingt-quatre heures de mise en solution. Parmi les phases intermétalliques présentes, seul la phase B-Al5FeSi influence la grosseur des particules de silicium eutectique. Ces composés se solidifient en premier et entraînent avec eux une certaine quantité de strontium qui reste à proximité de ces composés pour modifier de façon plus importante les particules de silicium eutectique des alentours. Les autres phases intermétalliques n'affectent pas la morphologie des particules de silicium eutectique. L'addition de strontium et l'addition de strontium et de magnésium améliorent la limite ultime des alliages tels que coulés tandis que l'addition d'argent et de zinc améliore la limite élastique. Après un traitement thermique T4, c'est l'alliage de base avec une addition de strontium et de cuivre qui obtient les valeurs de résistance mécanique en traction les plus élevées. La mise en solution de vingt-quatre heures n'améliore pas la résistance des alliages comparativement à une mise en solution de quatre heures. Pour les traitements thermiques T6, le vieillissement à 155°C est plus approprié pour les alliages ne contenant pas de cuivre et le vieillissement à 180°C fait plus augmenter les propriétés des alliages qui en contiennent. Par contre, la température de vieillissement de 240°C est trop élevée pour être appliqué pendant cinq heures et elle produit un sur vieillissement. Le vieillissement à la température de 180°C diminue considérablement la ductilité des alliages. Plusieurs d'entre eux se rompent dans la partie élastique de la courbe de traction.

Le but de ce travail était d'étudier la germination des intermétalliques du fer (Fe) et de la phase cc-Al à partir des alliages liquides dilués Al-Si-Fe, sur le noyau de particules d'inclusions courantes se trouvant dans les alliages d'aluminium commerciaux. Les inclusions furent introduites dans l'alliage fondu en utilisant une technique d'injection de gaz. Des expérimentations systématiques furent mises au point afin d'étudier l'effet (i) de la composition de l'alliage (Fe et Si), (ii) du taux de refroidissement (de 0.2 °C/s à 15 °C/s, similaire à ceux rencontrés dans la plupart des procédés de fonderie des alliages commerciaux), et (iii) du type d'inclusions (où une variété d'inclusions, dont les plus courants des oxydes, carbures et borures, furent utilisées). De plus, une analyse en profondeur du système d'injection de gaz fut aussi entreprise, celle-ci s'avérant utile à la compréhension de l'influence des particules solides et des propriétés du métal liquide sur le procédé d'injection de gaz. Six alliages expérimentaux représentatifs de la partie riche en aluminium du système Al-Si-Fe furent utilisés dans la présente étude. Des expériences d'injection de gaz pour ajouter une variété d'inclusions (a- et Y-AI2O3, MgO, CaO, TiC, SiC, AI4C3 et TÏB2) aux alliages fondus, furent entreprises en utilisant une technique d'injection de gaz qui a permis d'introduire avec succès les différents oxydes, carbures et borures dans les alliages d'aluminium liquide. Les alliages dans lesquels des inclusions furent injectées ont été coulés dans différents moules afin d'obtenir des taux de refroidissement variés. Plusieurs techniques d'examen furent utilisées pour étudier l'effet de la composition de l'alliage, du taux de refroidissement, et du type d'inclusion, sur la structure des alliages. Ces techniques sont l'analyse thermique, l'analyse d'image, la micro-analyse par sonde électronique équipée avec la cartographie, le rayon X par énergie dispersive et le spectromètre des rayons X par longueur d'onde. Les résultats ont montré que la fraction volumique des intermétalliques du Fe obtenue augmente avec les quantités de Fe et Si ajoutées, aussi bien qu'avec la baisse du taux de refroidissement. Un taux de refroidissement faible produit des intermétalliques de dimensions plus grandes, alors qu'un taux de refroidissement élevé résulte en une plus grande densité d'intermétalliques. L'ajout de fer seul est plus efficace que des ajouts de Si ou de Fe+Si à produire des intermétalliques. La composition de l'alliage et le taux de refroidissement contrôlent la stabilité des phases intermétalliques: Les phases binaires Al-Fe prédominent à des taux de refroidissement bas et à un ratio Fe/Si élevé; la phase PAlsFeSi est dominante à un contenu en Si élevé et à un taux de refroidissement bas; les intermétalliques cc-AlFeSi (i.e. a-AlsFe2Si) existent entre ces deux phases; les phases ternaires riches en Si, telles que l'intermétallique 5-Al4FeSi2, sont stabilisées à des taux de refroidissement élevés et à des contenus en Si de 0.9 % et plus en poids. Les calculs des parcours de solidification représentant les ségrégations de Fe et Si dans la partie liquide, basés sur l'équation de Scheil, ne sont pas conformes aux parcours de solidification actuels, en raison du fait que la diffusion du solide n'est pas prise en compte dans l'équation. Les modèles théoriques de Brody et Flemings [1966], et Clyne et Kurz [1981] ne parviennent pas à expliquer l'écart observé avec le comportement de l'équation de Scheil, puisque ces modèles donnent moins de poids à l'effet de la rétro-diffusion du solide. Une section isotherme métastable du diagramme de phase Al-Si-Fe ajustée à 500°C a été proposée (au lieu de celle à l'équilibre), qui prédit correctement les phases intermétalliques formant dans cette partie du système à des taux de refroidissement bas (-0.2 °C/s). En ce qui a trait à la technique d'injection de gaz utilisée, l'effet des particules d'inclusions sur le développement de la microstructure dans les alliages d'aluminium a démontré la signifiance d'utiliser cette technique dans la conduite d'études systématiques de ce type. Le processus de fluidisation des particules solides fut décrit et discuté en détail. Les équations et diagrammes qui mettent certaines limites sur la vélocité et le débit du gaz sont donnés à titre de guides dans la fluidisation contrôlable. De plus, l'analyse théorique du procédé d'injection de gaz, incluant l'énergétique du transfert des particules de gaz à liquide et l'effet des forces cinétiques, fut utilisée afin de dériver une relation théorique faisant état de la vélocité d'injection minimale requise pour le transfert de particules de gaz à liquide. La capacité de la technique d'injection s'avère être très restreinte par la dimension des particules. Des particules très petites (< 1-^m) ou grandes (> 100-um) ne peuvent être introduites dans le métal liquide en utilisant la présente technique d'injection pour plusieurs raisons reliées à la capacité de pourvoir des débits de gaz appropriés pour l'injection et celle d'avoir une fluidisation ne déstabilisant pas le bain de métal. Alors que la discussion donnée dans ce travail est étroitement reliée au présent système d'injection de gaz, les considérations, particulièrement celles reliées à l'effet des propriétés physiques des particules liquides et solides sur le processus de transfert des particules de gaz à liquide, sont assez générales et devraient être applicables à tout procédé d'injection. Les considérations pratiques générales sont: (i) la mouillabilité a une grande influence sur l'incorporation des particules, une faible mouillabilité nécessitant des vélocités d'injection plus grandes, (ii) la densité du liquide a un effet sur l'incorporation des particules dans le bain de métal, l'incorporation des particules solides dans les liquides plus lourds étant plus difficile et requérant des vélocités d'injection plus grandes, et (iii) plus le type de particules est gros et/ou lourd, plus petite est la vélocité d'injection requise. Les expérimentations d'inoculation systématique entreprises pour étudier l'influence d'inclusions diverses sur la germination de la phase a-Al dans les alliages Al-Si-Fe à des taux de refroidissement différents, ont montré que dans les alliages dilués (contenant moins de 1.5% de Si + Fe), presque tous les types d'inclusions ont des pourcentages élevés d'occurrence à l'intérieur de la phase cc-Al, indiquant que la germination est promue sur la surface de telles inclusions. Dans un alliage hypoeutectique Al-Si contenant 6.3% en poids de Si, les particules d'inclusions de MgO, TiB2, TiC, a-AI2O3, et SiC deviennent surtout des agents nucléants inactifs repoussés dans les régions interdendritiques à cause de l'effet empoisonnant dominant du Si. Les résultats présents furent utilisés avec succès afin d'expliquer les différences d'efficacité des affineurs de grain commerciaux dans les alliages Al-Si hypoeutectiques. Le silicium est ségrégé préférentiellement aux interfaces Al liquide/inclusions de façon à réduire leur énergie libre. Une analyse théorique de l'effet empoisonnant du Si a montré que la ségrégation du Si à l'interface liquide/agents nucléants altère le bilan d'énergie interfaciale de manière que l'efficacité catalytique des particules de s est réduite de façon spectaculaire. Une analyse soignée a montré que l'effet empoisonnant du Si dans l'alliage Al-Si hypoeutectique est surmonté lorsque les particules d'agents nucléants ont des caractéristiques de surface actives tel que représenté par les puissances catalytiques élevées des particules de Y-AI2O3, CaO et AI4C3 dans la germination de la phase a-Al de l'alliage. Bien que certaines inclusions aient des niveaux d'occurrence comparables ou supérieurs à ceux du TiB2 dans la phase a-Al, elles ne peuvent pas être utilisées comme agents nucléants efficaces en raison de leur faible mouillabilité avec l'aluminium liquide ou de leur réactivité chimique. La germination des phases intermétalliques contenant du Fe (c'est à dire les phases binaires Al-Fe, a-AlFeSi, B-AlFeSi, 5-AlFeSi et qi-AlFeSi) sur la surface de différentes inclusions dans les six alliages expérimentaux Al-Si-Fe fut étudiée. Il s'est avéré que la germination de chacune des phases intermétalliques contenant du Fe était généralement promue sur la surface de plusieurs inclusions dans les mêmes conditions de composition d'alliage et de taux de refroidissement. Toutefois, certaines inclusions ont exhibé une haute puissance de germination pour les phases intermétalliques particulières contenant du Fe dans certaines conditions et une faible puissance dans d'autres conditions. Les agents nucléants puissants pour la phase primaire a-Al, tel que Y-AI2O3, ont exhibé une faible puissance pour la germination des particules d'intermétalliques contenant du Fe se trouvant à l'intérieur de la phase primaire (particules intragranulaires). Les inclusions réactives telles que CaO et SiC sont des agents nucléants très puissants pour les particules intragranulaires de la phase intermétallique contenant du Fe. La germination des phases intermétalliques contenant du Fe dans les alliages Al-Si-Fe obéit aux caractéristiques générales de la germination, en particulier, l'effet du taux de refroidissement et de la concentration de soluté sur la puissance des particules d'agents nucléants: (i) II a été observé que l'augmentation du taux de refroidissement améliore la germination hétérogène des phases intermétalliques contenant du Fe sur la surface de différentes inclusions, et (ii) la puissance de germination des particules d'inclusions dans la phase a-Al et dans les régions interdendritiques s'améliore avec l'augmentation de la concentration de soluté jusqu'à un certain niveau. Au-dessus de ce niveau, la concentration de soluté empoisonne les sites de germination. La germination des intermétalliques contenant du Fe dans les alliages étudiés ne semble pas être grandement affectée par le type ou la structure cristallographique de la surface nucléante.

La demande grandissante pour le magnésium et ses alliages, ainsi que la grande production de rebuts des procédés de coulées, poussent les producteurs de magnésium à se tourner vers le recyclage pour subvenir à la demande du marché. Le magnésium est un métal aux propriétés très intéressantes : faible densité, bonne résistance à la traction, bonne coulabilité et bonne résistance à la corrosion. Cependant, ses propriétés sont grandement affectées par les inclusions présentes dans le métal. Or, le recyclage du magnésium apporte son lot d'inclusions de toutes sortes. Dans le but de fournir un produit de qualité, les producteurs ont à leur disposition une panoplie d'appareils mesurant la propreté du métal. Toutefois, certains de ces appareils sont très onéreux et nécessitent un technicien qualifié pour les opérer. Les facteurs temporels et économiques étant très importants, il est nécessaire de trouver de nouvelles techniques plus économiques tout en demeurant tout aussi fiables. La présente étude porte sur le magnésium pur : l'alliage AM50A et l'alliage AZ91D. L'étude inclue l'utilisation du « Brightimeter » pour quantifier la concentration des inclusions. L'identification des inclusions a été effectuée par un microscope optique et un analyseur d'images, ainsi que par un microscope à microsondes électroniques couplé à un système de spectroscopie à longueurs d'ondes et à énergie dispersive aussi bien qu'à une cartographie couleur. L'effet de la composition des alliages a été évalué par des essais de traction à la température ambiante. En complément aux essais de traction, la surface de rupture des éprouvettes de traction a également été analysée. Les principaux résultats montrent une baisse notable de l'indice de « Brightimeter » quand le niveau d'oxydes de magnésium dans l'alliage augmente. Lorsque le niveau d'oxydes de magnésium est bas, la variation de l'indice de « Brightimeter » devient très faible. L'analyse électronique révèle la présence de plusieurs types d'inclusions. Les oxydes de magnésium sont les principaux. D'autres oxydes, comme ceux d'aluminium et de fer, sont présents en plus des particules d'origine étrangère comme la silice et les sels. La porosité peut être un défaut majeur dans les alliages. Celles observées dans nos alliages sont les retassures. Leurs effets sur l'indice de « Brightimeter » n'est pas notable, l'appareil semble plutôt insensible à la porosité. La taille des grains peut s'avérer un facteur influençant l'indice de « Brightimeter », mais il n'en est rien. Le joint de grain est de la même couleur que la matrice; c'est seulement après une attaque chimique qu'il est révélé. L'étude portait également sur l'identification et la quantification des phases intermétalliques présentes dans les alliages. Les deux principales phases observées sont la phase Mg-Al-Zn et la phase Mn-Al. La phase Mg-Al-Zn est grandement affectée par l'ajout d'aluminium dans l'alliage; un changement de la taille et de la morphologie des particules de la phase est observé. La phase Mn-Al, quant à elle, n'est pas affectée par l'ajout d'aluminium. La taille des particules de la phase dépend essentiellement de la quantité de manganèse. Les essais de traction sur les éprouvettes de composition chimique différente montrent une relation directe entre la taille, la morphologie et la densité des particules de la phase versus les propriétés mécaniques des alliages. La ductilité diminue avec l'augmentation de la concentration d'aluminium, tandis que les limites d'élasticité et limite ultime semblent plutôt stables. L'analyse de la surface de rupture des éprouvettes de tractions montre un changement du mode de fracture : de ductile, pour les alliages pauvres en aluminium à fragile, pour les alliages riches en aluminium. Ce changement s'observe par l'apparition de plans de clivage sur la surface de rupture. En tenant compte de tous les paramètres étudiés, nous en venons à la conclusion que l'appareil « Brightimeter » est capable de détecter et de mesurer efficacement les oxydes de magnésium dans les alliages. Sa sensibilité est accrue lorsque les niveaux d'oxydes sont à leur plus haut. Pour ce qui est des bas niveaux d'oxydes, l'appareil est bon, mais avec quelques réserves. La sensibilité est affectée par plusieurs paramètres, qui ne doivent pas être négligés. La plupart de ces paramètres dépendent du processus de solidification. Pour établir une relation entre l'indice de « Brightimeter » et le niveau d'oxydes, les paramètres métallographiques doivent être clairement établis.

Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) de fonderie sont couramment employés dans les applications automobiles en raison de leurs bonnes propriétés mécaniques, d'une bonne coulabilité, des températures de fusion peu élevées, de l'absence de fissuration à chaud et d'une bonne répartition des porosités due au retrait lors de la solidification. Les alliages étudiés dans le cadre de ce travail de recherche sont des alliages de fonderie aluminium-silicium (Al?1 l,3%Si) eutectiques de désignation 413.0. Les caractéristiques microstructurales et les propriétés mécaniques des alliages de fonderie Al-Si eutectiques sont principalement déterminées par leur composition en éléments alliés, par leur structure de coulée et constituants microstructuraux tels que la taille de grain, l'espace inter-dendritique, les dimension, forme et distribution des particules de silicium eutectique et du silicium primaire, aussi bien que par la morphologie et la quantité des phases intermétalliques en présence. Tous ces paramètres se trouvent complètement changés à la suite de l'application de traitements thermiques qui, en retour, influencent les propriétés mécaniques des alliages à l'étude. Ce travail fut entrepris dans le but d'étudier les changements microstructuraux et les phases intermétalliques dans les alliages Al-Si de base 413.0 de même que les variations dans les propriétés de traction, notamment les contrainte ultime, limite d'élasticité et allongement à la rupture (déformation), résultant de l'addition d'éléments alliés ? strontium (Sr), magnésium (Mg), cuivre (Cu), argent (Ag), nickel (Ni), zinc (Zn), cérium (Ce), lanthane (La) et phosphore (P) - à l'alliage de base 413.0, cela dans des conditions d'application de traitements thermiques tels que la mise en solution, la trempe et le vieillissement artificiel. De plus, l'effet de l'ajout de phosphore (P) et des traitements thermiques sur la microstructure et sur les propriétés de traction de l'alliage 413.0 de base modifié au Sr, est étudié du point de vue des interactions phosphore-strontium (P-Sr) lors du processus de modification au Sr. Les changements microstructuraux, notamment les caractéristiques des particules de silicium et la précipitation des phases intermétalliques, sont identifiés au moyen d'examens microscopiques. Par ailleurs, les alliages sont caractérisés par l'analyse thermique consistant à tracer les courbes de solidification décrivant les étapes de formation des phases en présence. Les propriétés de traction sont illustrées à partir des courbes contrainte-déformation obtenues lors des essais de traction effectués sur les alliages 413.0. Diverses expériences en laboratoire sont effectuées sur les alliages étudiés, pour lesquels les spécifications relatives à leur composition en éléments alliés et les traitements thermiques à appliquer sont fournies par General Motors Corporation (GMC). Ces expériences permettent de formuler des conclusions concernant les modifications de microstructure et les variations de propriétés de traction des alliages étudiés en fonction de leur composition respective en éléments alliés et des traitements thermiques appliqués. Les différentes phases des alliages sont examinées en utilisant une microsonde. Les microstructures des surfaces d'échantillons sont examinées au moyen de la microscopie optique et de la microscopie à balayage électronique (MEB), couplées à l'analyse à fluorescence au rayon X par énergie dispersive. La micro-analyse par sonde électronique, et l'analyse de fluorescence par longueur d'onde sont aussi utilisées là où elles sont requises, en utilisant un micro-analyseur. Les traitements thermiques de mise en solution et de vieillissement artificiel sont effectués sur les alliages étudiés au moyen d'un four « Pyradia », alors que la trempe est effectuée à l'eau chaude. Les éprouvettes de traction sont testées à l'aide de la presse mécanique « Instron ». Les valeurs des courbes contrainte-déformation des éprouvettes de traction de chacun des alliages sont recueillies par un système d'acquisition de données relié à l'extensomètre fixé sur l'échantillon d'alliage sollicité en traction. Les analyses thermiques sont effectuées sur des lingots d'alliages et consistent à fondre des échantillons qui sont versés dans un moule en graphite. À l'aide de thermocouples de type K installés au centre du lingot de métal en fusion et connectés à un ordinateur utilisant un logiciel, les courbes de solidification sont tracées. Les résultats obtenus relativement aux observations microstructurales et aux essais de traction sur les alliages eutectiques Al-ll,3%Si de type 413.0 étudiés, révèlent que l'ajout d'éléments alliés, notamment les Mg, Cu, Ag, Ni, Zn, Sr, Ce et La, résulte en une augmentation des valeurs de contrainte ultime et de limite d'élasticité et en une diminution des valeurs de déformation de l'alliage de base 413.0, suite aux traitements thermiques de mise en solution, de trempe et de vieillissement artificiel. Les alliages modifiés au strontium montrent des valeurs élevées de contrainte ultime, de limite d'élasticité et de ductilité en raison du changement de morphologie des particules de silicium eutectiques, à partir d'une forme grossière de flocon jusqu'à une forme fibreuse fine. De même, les résultats démontrent que les alliages modifiés au Sr auxquels du phosphore (P) a été ajouté, possèdent des valeurs de déformation de l'ordre de 4 à 12%, ce qui est bien supérieur à la valeur de déformation minimale de 2% ciblée pour l'alliage de base 413.0 modifié au Sr dans le cadre de ce travail. Ainsi, des compromis seront faits entre la nécessité d'obtenir des valeurs élevées de contrainte ultime et de limite d'élasticité d'une part et celle d'obtenir une ductilité qui soit suffisante, d'autre part.

L'alliage hypoeutectique A319 est largement utilisé dans l'industrie de l'automobile grâce à son excellent rapport poids/résistance, à sa facilité de mise en forme et à sa bonne résistance à la corrosion. Ce présent travail a été effectué afin de déterminer les effets de divers paramètres métallurgiques sur les caractéristiques des intermétalliques de fer et sur la phase silicium eutectique dans les alliages Al-Si-Cu (319). Parmi ces paramètres, on cite la surchauffe (950 °C), la surmodification par le strontium (Sr), l'interaction entre le strontium (agent de modification) et le phosphore (agent d'affinage de silicium primaire) et l'addition de T1AI3. Concernant les essais mécaniques, seules les éprouvettes préparées à 750 °C ont été réalisées. La coulée à haute température (950 °C) était difficile à cause de l'échappement du métal liquide à travers les fermetures du moule. L'analyse de ces essais mécaniques ont prouvé l'effet anormal du phosphore sur la limite ultime (L.U) et sur la limite élastique (L.É). Cet effet s'explique par des réactions entre le strontium et le phosphore produisant, par conséquent, des composés complexes. La surchauffe a entraîné une augmentation de la surfusion : les alliages coulés à basse température (750 °C) ont montré 1.25 °C de surfusion moyenne et ceux qui sont coulés à haute température (950 °C) en ont montré 3 °C. La surchauffe seule n'a pas prouvé un changement apparent sur la taille des plaquettes de la phase (3-Al5FeSi. L'addition du fer a provoqué un raffinement des particules eutectiques de silicium suite au site de nucléation de la phase B-Al5feSi. En l'absence de phosphore (P), la modification au strontium a été remarquable pour des quantités allant de 100 à 120 ppm Sr. Pour aboutir à une modification convenable en présence de phosphore, des quantités en strontium supérieures à 200 ppm sont exigées, afin de neutraliser la désactivation par le phosphore. La surmodification au strontium (Sr) a mené à la formation de la phase Al2SrSi2, dont la forme est polyédrique. La précipitation de cette phase se produit sur un intervalle de température s'étalant dès avant le développement du réseau dendritique jusqu'à la fin de la solidification. Dans tous les cas, la modification du silicium eutectique n'a pas été influencée par la précipitation du strontium sous forme Al2SrSi2. Une dose excessive en strontium a déstabilisé la phase p-Al5FeSi et l'a laissée former à haute température. La quantité du phosphore a été exagérée (600 ppm) afin qu'il soit détecté par la sonde électronique utilisée dans ce travail. En effet, en l'absence de strontium et avec l'augmentation de la température du métal liquide à 950 °C, le phosphore se précipite sous forme d'oxydes de type (Al,P)O2 agissant comme site de nucléation pour les aiguilles de la phase B-Al5FeSi. Des composés complexes P-Sr sont formés lorsque le phosphore est ajouté à l'alliage A319 modifié par le strontium. À l'aide de la technique de spectrométrie des rayons-X par longueurs d'ondes, la formule approchée de ces composés est de la forme (Al,P,Sr)2O5. Ces composés réduisent d'une manière significative l'efficacité de strontium comme agent de modification. En présence de phosphore, et pour aboutir à une structure convenable de l'alliage, une quantité de strontium supérieure à 200 ppm est exigée. Ce dernier est principalement concentré dans les particules eutectiques de silicium. L'addition du titane d'aluminium T1AI3 à l'alliage A319 a mené à la précipitation de plaquettes épaisses dont la nature est Ti(Al,Si)3, et a laissé solidifier la phase dendritique a-Al et la phase B-Al5FeSi à des températures anormalement. Ces plaquettes sont de grande taille puisque leur température de formation est ~ 740°C. Au moyen de spectrométrie des rayons-X par longueurs d'ondes, la formule suggérée de la phase riche en titane fut identifiée. La précipitation des plaquettes de Ti(Al,Si)3, agissant comme site de nucléation, a causé un raffinement des aiguilles de la phase B-Al5FeSi.

Les alliages d'aluminium-silicium Al-Si ont connu nombreuses applications dans l'industrie grâce à leur haute résistance mécanique, leur poids faible, leur bonne résistance à la corrosion et à leur excellente coulabilité. Un des traitements du métal liquide, appliqué sur ces alliages, est la modification par certains éléments comme le strontium (Sr) et le sodium (Na). Avec la modification, la morphologie du silicium eutectique change d'une forme aciculaire à une forme fibreuse ou globulaire. Cette dernière améliore les propriétés mécaniques, particulièrement la ductilité. Les alliages 319, appartenant au système Al-Si-Cu, sont très populaires pour les applications de l'automobile, surtout avec une haute teneur en magnésium (Al-6.5%Si-3.5%Cu-0.4%Mg). Ces applications couvrent une gamme assez large incluant des pièces critiques comme les blocs de moteur, têtes de cylindre, etc. Afin d'optimiser les propriétés de ces alliages, il est nécessaire de prendre compte les impuretés et les éléments de trace, comme le bismuth (Bi), le calcium (Ca), le phosphore (P), etc. Puisque le strontium est fréquemment utilisé dans ces alliages, il est important de savoir l'effet de ces éléments sur l'efficacité du strontium comme agent de modification, et la possibilité de leur interaction avec le strontium sur la qualité du produit final. Avec l'augmentation de l'usage des matériaux recyclés dans l'industrie de l'automobile et la faible connaissance de cet aspect, cette étude a été réalisée. Le but principal est d'améliorer les informations concernant l'effet de l'interaction Sr-Bi et Sr-Ca sur les caractéristiques des particules de silicium eutectique dans les alliages 319 contenant 0.04 et 0.4% Mg en poids. Comme la modification au strontium est presque associée à l'augmentation de la quantité de porosité dans l'alliage, cette dernière a un effet nuisible sur les propriétés mécaniques; l'étude de cet effet fait partie de ce travail de recherche. Les deux alliages 319 utilisés dans ce projet sont modifiés par le strontium (-80 ppm). Par la suite, différentes concentrations de bismuth (50-9000 ppm) et calcium (50-200 ppm) sont ajoutées aux ces alliages. Les alliages fondus sont coulés dans un moule en graphite préchauffé à 600°C avec un taux de refroidissement -0.8 °C/s. Ce dernier est proche aux conditions de l'équilibre pour réaliser les différentes phases en utilisant la technique d'analyse thermique. D'autre part, le métal liquide a été coulé dans un moule métallique avec un angle variable (0.5 et 15°). Avant l'analyse métallographique, tous les échantillons ont été coupés et polis selon une technique standard. L'analyse microstructurale fut réalisée en utilisant un microscope optique combiné à un logiciel analyseur d'images de type Leco 2001 dans le but de quantifier les diverses phases. Pour identifier la nature de ces phases, les échantillons sont examinés par une microsonde électronique combiné à un système de rayons-X et un système de spectrométrie des rayons-X par longueur d'ondes. Les résultats montrent que l'effet de la modification au strontium diminue d'une façon continue avec l'addition du bismuth jusqu'à 2250 ppm. A cette concentration, on note l'absence de la surfusion de l'eutectique indiquant la non modification. Cette observation est attribuée à la réaction entre le Sr-Bi ou entre le Bi-Mg-Sr durant la solidification avant la réaction eutectique. Cette réaction diminue la quantité du Sr libre qui est nécessaire pour la modification des particules de silicium eutectique. En augmentant de plus la teneur en Bi jusqu'à 6500 ppm, on observe le retour du phénomène de la surfusion renseignant l'efficacité du bismuth comme agent de modification. Le bismuth est précipité sous forme d'oxydes contenant quelques ppm en Sr avec une bonne quantité de magnésium (~ 5%), indépendamment du taux de refroidissement appliqué. Les additions en calcium de l'ordre de 17 ppm et plus, augmentent la taille des particules de silicium eutectique, due à la formation de composés Al-Si-Ca-Sr. La nature de ces composés, dont la forme est tiges ou plaquettes, correspond respectivement aux compositions chimiques Al7(Ca,Sr)Si7 ou Al2(Ca,Sr)Si2. Un autre paramètre à considérer est la présence du magnésium dans l'alliage en question. Les impuretés comme A1P, MgAhO4 et MgO agissent comme site ou emplacement de nucléation pour la précipitation des plaquettes contenant de calcium. La croissance de cette phase aura lieu par un mécanisme de macles. En coulant dans un moule variable, la vitesse du solidus est contrôlée par la rejection du soluté à l'interface solide-liquide. Cet effet est plus significatif, particulièrement avec un petit moule (0° angle), comparé au grand moule (15° angle), et ceci est du à la grande vitesse de solidification associée au petit moule. Ce dernier montre la formation de points chauds surtout au fond du moule. En ce qui concerne la formation de porosité, le pourcentage de porosité augmente avec l'addition de bismuth (~ 2000 ppm), résultant de la formation d'oxydes de bismuth ou d'oxydes de bismuth et de strontium. Avec une concentration assez élevée en bismuth (-6000 ppm), le bismuth est partiellement oxydé. Cependant, la porosité est toujours associée à la partie de bismuth oxydée. Dans le cas du calcium, la porosité est toujours associée avec CaO qu'avec les composés en calcium mentionnés auparavant. Les oxydes de bismuth et de calcium forment de microporosité trop fine (~1 um ou moins). Cette observation explique le faible pourcentage de porosité mesurée dans ces alliages. Pour les alliages coulés en petit moule (0° angle), la porosité est fréquemment observée au voisinage de points chauds.

Le LIMA (Laboratoire International des Matériaux Antigivre) en collaboration avec le CIRA (Italian Aerospace Research Centre) a développé un logiciel simulant l'accrétion de la glace en régimes sec et humide sur un objet bidimensionnel fixe. L'approche utilisée s'appuie sur les travaux de Lozowski pour les bilans énergétiques, sur une étude du comportement du film d'eau, des ruisselets et des gouttes de surface pour le calcul des rugosités et des masses d'eau résiduelle, ainsi que sur une méthode de bissectrice pour l'évolution de la surface de glace. La contribution du CIRA a été de fournir le logiciel pour le calcul des écoulements et de la captation. Le bilan énergétique basé sur la conservation de l'énergie est la sommation de la chaleur latente de fusion, d'évaporation et de sublimation, du réchauffement adiabatique et cinétique, et des pertes de chaleur par convection et conduction, ainsi que de l'évolution thermodynamique de l'eau de son état initial à son état final. La densité de la glace, qui a un impact important sur la simulation, est calculée à partir d'une corrélation empirique développée avec les cylindres tournants. En se basant sur les travaux de Al-Khalil et Hansman, le comportement des gouttes en régimes sec et humide a été décrit analytiquement, ce qui a mené à déterminer la hauteur maximale que peuvent atteindre les gouttes avant mouvement. Cette hauteur, appelée hauteur de mouvement, permet de déterminer l'état de l'eau sur la surface (film, ruisselets ou gouttes), ainsi que la hauteur des rugosités lorsque l'eau existe sous forme de gouttes ou de ruisselets. La hauteur de mouvement est déterminée par l'équilibre entre les forces de cisaillement, induites par les effets aérodynamiques et gravitationnels évalués pour une goutte non déformée, et la force de cisaillement, induite par la tension de surface et la déformation de la goutte. Elle a été validée en laboratoire et la précision obtenue pour la partie aérodynamique et gravitationnelle est de 80%. L'étude de la vague qui se forme sur le film a permis de déterminer la hauteur des rugosités lorsque l'eau existe sous forme de film. La masse d'eau résiduelle est calculée à partir des modèles analytiques élaborés selon l'état de surface et la hauteur de mouvement. Ces modèles, basés sur la physique du processus de croissance et de solidification pour le film, les ruisselets et les gouttes, interprètent la solidification à l'échelle de l'élément de surface. Le modèle pour la masse d'eau arrachée a été construit à partir d'observations numériques, il considère que toute la masse d'eau ruisselante à la surface de l'intrados est arrachée sous l'effet des forces aérodynamiques et/ou gravitationnelles. Finalement, la masse de glace accumulée est additionnée à la surface en appliquant une méthode mathématique basée sur l'aire délimitée par les bissectrices entre les panneaux. Elle permet de simuler l'évolution de la surface du dépôt en additionnant la masse de glace de façon continue, afin d'obtenir les formes complexes observées expérimentalement. Le modèle d'accrétion est validé avec les profils de glace obtenus expérimentalement en soufflerie par Shin et Bond pour un profil d'aile NACA0012 de 0,5334 m de corde, des gouttelettes d'eau surfondues de 20 um, une teneur en eau liquide de 1 g/m3 et une vitesse de 65 m/s. Ces résultats couvrent les deux régimes d'accrétion, sec et humide, dans l'intervalle de température s'échelonnant de -4,4°C à -28,3°C. La rugosité obtenue par simulation est du même ordre de grandeur que celle calculée avec la corrélation empirique développée par Ruff. Des simulations ont démontré que la variation de l'incrément de temps d'accrétion (en le diminuant de moitié ou en le doublant) et de la longueur maximale des panneaux (1%, 2% et 3% de la corde) ont peu d'impact sur la méthode des bissectrices utilisée pour le calcul de la géométrie et sur la hauteur et la distribution des rugosités. L'ajout des modèles analytiques pour le calcul des hauteurs locales des rugosités, des masses d'eau résiduelles et arrachées, ainsi que du modèle de bissectrice au modèle thermique couramment utilisé pour l'accrétion de glace sur les ailes d'avion a amélioré les résultats. Les profils de glace simulés concordent bien avec ceux mesurés en laboratoire, mais, dans la majorité des cas, le volume de glace est légèrement supérieur à celui mesuré.

Les alliages aluminium-silicium-cuivre (Al-Si-Cu), particulièrement les alliages du type 319, sont couramment employés dans les applications automobiles en raison de leurs excellentes propriétés mécaniques et caractéristiques de coulabilité. Une étude approfondie reliée à l'investigation du comportement de la précipitation de la phase CuAl2 dans divers alliages de type 319 contenant des éléments alliés dont les strontium (Sr), fer (Fe) et phosphore (P), et sa dissolution durant la mise en solution à 505°C pour des temps allant jusqu'à 100 heures, fut effectuée dans le présent travail. De plus, l'effet du CuAl2 et d'autres intermétalliques sur la performance de l'alliage soumis à deux conditions de traitements thermiques différentes (i.e., T5 et T6) a aussi été investi gué à travers un examen des propriétés de traction et d'impact. En comparant les résultats expérimentaux, des conclusions furent tirées en termes des paramètres de solidification optimaux des éléments alliés, et des conditions de traitement thermiques (viz., modification au Sr, contenu en Fe, taux de refroidissement et condition T6). Les comportements de fracture des alliages 319 de base et des alliages 319 modifiés au Sr et contenant -1.2% Fe furent aussi comparés à travers une étude des surfaces des échantillons d'alliages correspondants. Les résultats révèlent explicitement que le traitement de mise en solution joue un rôle critique dans la dissolution de la phase CuAl2. La modification au strontium mène à la ségrégation de la phase CuAl2 à l'extérieur des régions eutectiques des alliages Al-Si, ce qui ralentit sa dissolution durant la mise en solution. De plus, le phosphore a un effet négatif sur la dissolution du O1AI2 en raison de sa solubilité dans les particules de CuAl2 et la formation de particules d'oxydes (Al,P)02 qui agissent en tant que sites de germination pour la précipitation de la phase CUAI2 de type bloc. Cependant les plaquettes de la phase de fer B-Al5FeSi présentes dans la structure agissent en tant que sites préférentiels de précipitation pour les particules de la phase de cuivre, et ainsi diminue le degré de ségrégation et accélère leur dissolution. Le taux de refroidissement est le paramètre le plus efficace pour contrôler les propriétés mécaniques des alliages 319 étudiés. Les propriétés de traction et d'impact augmentent toutes deux avec une augmentation du taux de refroidissement (i.e., une diminution de la valeur de l'espace inter dendritique secondaire (DAS) peu importe la composition de l'alliage ou le traitement de mise en solution (T5 et T6). Les alliages modifiés au strontium montrent des valeurs beaucoup plus élevées de limite ultime et de ductilité en raison du changement de morphologie des particules de silicium eutectiques à partir d'une forme grossière de flocon jusqu'à une forme fibreuse fine. Des additions de fer et de phosphore ont toutes deux un effet préjudiciable sur les valeurs de limite élastique et de ductilité, en raison de la présence des plaquettes de B-Al5FeSi et des particules d'oxydes (A1,P)O2, respectivement. L'addition de fer mène à une précipitation accentuée de plaquettes fragiles de (3-Al5FeSi qui agissent en tant que sites préférentiels de fissuration et qui réduisent dramatiquement les propriétés d'impact, peu importe la valeur de l'espace inter dendritique (DAS). La modification au strontium et la sphéroidisation des particules de silicium peuvent compenser pour la perte en énergie d'impact causée par la présence de grandes plaquettes aciculaires de B-Al5FeSi résultant de l'addition de -1.2% Fe. Comparativement au traitement T5, les alliages étudiés révèlent des valeurs plus grandes de propriétés mécaniques sous des conditions T6 en raison de la sphéroidisation partielle des particules de silicium et la dissolution et redistribution de la plupart des particules de CuA^ à l'intérieur de la matrice aluminium. Ainsi, plus de cuivre est disponible pour agir comme agent de renforcement durant le vieillissement artificiel. L'initiation des fissures se produit habituellement par la fragmentation des particules de silicium et des plaquettes de B-Al5FeSi, et la fissure se propage à travers le clivage des plaquettes de B-Al5FeSi, la fracture du CuAl2 non dissous ou d'autres intermétalliques de cuivre, aussi bien que par les particules de silicium fracturées. Dans les alliages 319 modifiés au strontium, les fissures sont principalement initiées par la fragmentation ou le clivage de la phase P-Fe, en plus de celle des particules grossières de silicium et d'intermétalliques de cuivre non dissous.