Le présent mémoire fait partie d'un projet de recherche d'envergure élaboré par la chaire industrielle Alcan-UQAC sur la solidification et la métallurgie de l'aluminium (CSMA), portant sur la fissuration à chaud des alliages d'aluminium coulés en régime semi continu. La modélisation de la microstructure a été réalisée à partir d'un modèle mathématique développé par un chercheur de la CSMA et de la simulation de la solidification d'un alliage Al-4.5%Cu; les résultats des simulations ont été ajustés et validés à l'aide de données expérimentales pertinentes. L'information fournie par le modèle de microstructure, tel le champ de température, l'évolution de la fraction solide, la grosseur et la morphologie des grains, est essentielle à toute étude théorique portant sur la fissuration à chaud. De manière à prédire la susceptibilité à la fissuration à chaud durant la solidification, deux critères ont été introduits séparément dans le modèle microstructural. Le critère développé par Lahaie et Bouchard (LB) est basé sur le comportement idéalisé d'un corps à l'état semi ou quasi solide, alors que celui de l'équipe Rappaz-Drezet-Grenaud (RDG) considère la diminution significative de pression à l'intérieur de la zone critique semi solide, lorsqu'une pore à tendance à se former dans le réseau de dendrites, sous l'influence du changement de volume et des contraintes thermiques associées au processus. Dans le modèle idéalisé de LB, on considère le comportement visqueux et les forces de capillarité du liquide résiduel qui entoure les grains pour évaluer les conditions de déformations critiques et les contraintes de rupture de l'assemblage quasi-solide. Pour un alliage donné, la déformation critique dépend principalement de la fraction solide, des conditions de solidification et du taux de déformation. Nos simulations ont permis d'identifier les conditions de solidification qui peuvent conduire à la formation de criques; elles ont aussi été utilisées pour analyser la susceptibilité à la fissuration à chaud d'un alliage Al-4.5%Cu sous différentes conditions de solidification. Pour vérifier la pertinence du modèle microstructural développé et des critères de fissuration suggérés, de même que pour valider le comportement d'un alliage Al-Cu en cours de solidification, quelques expériences ont été réalisées sur un simulateur reproduisant les conditions de solidification de la croûte d'un lingot industriel coulé en régime semi continu. Les déformations sous l'effet d'une charge croissante ont été mesurées directement sur la surface du mini lingot expérimental, dont la croûte était quasi ou complètement solide. Le phénomène de fissuration fut provoqué sous ces conditions particulières de coulée et de contraintes. Les résultats anticipés par la modélisation mathématique furent comparés à ceux obtenus expérimentalement. Les écarts parfois importants ont donné lieu à une discussion qui a permis de mettre en lumière la faiblesse des critères de fissuration proposés et de suggérer de nouvelles pistes plus prometteuses. L'utilisation du critère LB dans le modèle microstructural conduit à des contraintes de rupture du même ordre de grandeur que celles mesurés expérimentalement. En améliorant le modèle LB, notamment en introduisant des paramètres réalistes de distribution spatiale de la fraction solide, tel que récemment proposé par un co-directeur du présent mémoire, on obtient une meilleure corrélation entre la déformation critique prédite par la modélisation et celle observée expérimentalement. Les simulations réalisées en faisant appel au critère de fissuration proposé par RDG indiquent que cette approche peut être intéressante pour étudier la formation de criques dans la région centrale d'un lingot cylindrique. Cependant, d'autres travaux sont requis pour indiquer si ce critère est applicable à la fissuration à chaud dans la croûte d'un lingot conventionnel coulé en régime semi continu. Des voies nouvelles sont suggérées pour améliorer notre compréhension des mécanismes de fissuration à chaud des alliages d'aluminium.

La filtration de l'aluminium liquide est l'étape critique du processus de purification du métal avant la coulée en lingots. La filtration de l'aluminium permet d'éliminer les impuretés solides (inclusions), non métalliques, de très petites tailles, qui pourraient être la cause de trous ou de déchirures dans la production de fils ou de feuilles minces. Effectuée à travers un filtre granulaire d'alumine tabulaire, la filtration est un procédé semi continu. Lorsque le processus est arrêté, puis reparti, pour des raisons inhérentes au procédé ou même en période continue, un phénomène de relâche des inclusions capturées précédemment par le filtre granulaire peut survenir et affecter la qualité du métal produit. Une étude expérimentale sur la relâche d'inclusions sphériques de PVC par les filtres granulaires représentant ceux utilisés en industrie est menée. Grâce à un montage permettant l'utilisation de l'eau comme fluide porteur, la reproduction d'un système de filtration industriel est réussie puisque l'eau possède une viscosité cinétique qui est du même ordre de magnitude que celle de l'aluminium en fusion. Beaucoup d'études ont tenté d'exprimer le terme d'accumulation des inclusions dans plusieurs types de filtres. Cependant, peu de ces études tentent de prouver l'existence et tentent d'exprimer mathématiquement le phénomène de relâche en écoulement continu, encore plus rarement, en écoulement interrompu. Un modèle mathématique à une dimension d'écoulement à travers un filtre granulaire permettant de reproduire les courbes de concentration de sortie et de déposition totale a été créé afin de faire ressortir les expressions cinétiques des termes d'accumulation et de relâche en écoulement continu et en écoulement interrompu (la déposition totale étant la différence entre l'accumulation des inclusions de PVC sur les grains filtrants et la relâche par le filtre granulaire de ces mêmes inclusions en écoulement continu ou interrompu. Ce modèle utilise donc une géométrie elliptique pour représenter la forme des grains filtrants puisque c'est cette géométrie qui décrit le mieux le médium industriel. L'étude présente a pu, grâce aux courbes expérimentales et au modèle, déterminer s'il y a présence de relâche en écoulement continu et en écoulement interrompu sur une période de 7 heures, période représentant la capacité totale de fonctionnement du montage expérimental. Parallèlement à l'objectif d'exprimer la relâche en écoulement continu et en écoulement interrompu, une étude paramétrique qualitative permettant d'identifier les paramètres d'opérations favorisant le plus l'accumulation des inclusions et minimisant le plus possible la présence du phénomène de relâche en écoulement continu et en écoulement interrompu est menée. Il s'avère qu'une taille plus petite de grains filtrants favorise l'accumulation des inclusions en écoulement continu et interrompu et que des filtres granulaires plus longs minimisent la présence de la relâche surtout en écoulement interrompu. L'augmentation étudiée de la teneur en inclusions à l'entrée du filtre granulaire favorise plus l'accumulation qu'aux conditions standard et n'a pas d'influence directe sur le relâche en écoulement interrompu. Finalement, l'augmentation de vitesse de l'écoulement à tendance à influencer négativement l'accumulation en écoulement continu et en écoulement interrompu et influence également négativement la relâche en écoulement interrompu.

Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont une importante classe de matériaux qui constituent la majorité des pièces d'aluminium coulées produites, dû à leurs propriétés supérieures et leurs excellentes caractéristiques de coulées. À l'intérieur de cette famille d'alliages, les alliages de fonderie Al-Si-Cu et Al-Si-Mg sont fréquemment employés dans les applications automobiles. Les alliages commercialement populaires 319 et 356, représentant ces deux systèmes d'alliages, furent sélectionnés pour étude dans le présent travail, avec pour but d'investiguer l'effet des intermétalliques du fer et des porosités sur la performance de l'alliage. Ceci fut exécuté à travers une étude des propriétés de traction et d'impact, celles-ci étant deux propriétés mécaniques importantes utilisées dans les calculs de conception. Le fer, à travers la précipitation des constituants intermétalliques de seconde phase, en particulier la phase en forme de plaquettes B-Al5FeSi, est nuisible aux propriétés des alliages. De même les porosités dues au gaz ou aux retassures dans les coulées sont nuisibles aux propriétés mécaniques. Par la détermination des éléments d'alliage, du processus de fonderie et des paramètres de solidification optimaux (viz., le contenu en Fe, la modification au Sr et le taux de refroidissement) requis pour minimiser les effets nuisibles des porosités et des intermétalliques du fer, et par l'étude de leur rôle sur le comportement des fractures, le mécanisme de fracture dans les alliages a pu être déterminé. Des coulées furent préparées à partir des fontes d'alliages industriels et commerciaux 319.2, B319.2 et A356.2, contenant des niveaux de Fe de 0.2-1.0 wt%. Des fontes modifiées au Sr (-200 ppm) furent aussi préparées pour chaque niveau de Fe. Les moules réfractaires refroidis aux extrémités utilisés ont donné une solidification directionnelle et une plage de taux de refroidissement (ou espace interdendritique) à l'intérieur de la même coulée. Des échantillons de traction et d'impact, machinés à partir de spécimens provenant des coulées, et sectionnés à diverses hauteurs au-dessus de l'extrémité refroidie, ont donné des espaces interdendritiques de ~23 à ~85 jim. Tous les échantillons furent soumis à un traitement thermique T6 avant les essais. Les essais furent exécutés en employant les machines d'essais Instron Universal et Instrumented Charpy. Les techniques de microscopie optique, d'analyse d'image, de SEM et de EPMA furent utilisées dans les analyses microstructurales et de fracture. Les résultats ont démontré que le taux de refroidissement le plus élevé (23 um d'espace interdendritique) est le paramètre le plus significatif contrôlant la dimension et la distribution de la phase B-Al5FeSi et des porosités, dans les alliages non modifiés 319.2 et A356.2. La modification au Sr est plus efficace dans la réduction de la dimension des plaquettes de phase p, à des bas niveaux de Fe, mais celle-ci augmente à la fois la fraction volumique des porosités et la dimension des pores de façon significative. L'alliage B319.2 contenant du Mg montre une réduction de la dimension des plaquettes de P due à sa transformation partielle en particules de script chinois Al8FeMg3Si6. Dans les alliages modifiés au Sr, une augmentation de la dimension des plaquettes P est encore observée à certains taux de refroidissement. La fraction volumique des porosités et la dimension des pores diminuent aussi avec l'addition de Mg. La ductilité des alliages est améliorée par l'augmentation simultanée du taux de refroidissement et de la réduction du contenu en Fe. La ductilité de l'alliage B319.2 est inférieure à celle de l'alliage 319.2 dû à la précipitation du Mg2Si, à la transformation partielle de B-Al5FeSi en Al8FeMg3Si6, et à l'interaction Sr-Mg qui diminue l'efficacité de la modification au Sr. L'alliage A356.2 affiche une ductilité beaucoup plus élevée que les alliages 319 pour un même niveau de Fe, dû à l'absence de la phase intermétallique CuAl2 dans le premier alliage. La modification au Sr améliore aussi à la fois la ductilité et la résistance en traction, et est utile dans le maintien d'une limite ultime cohérente dans les alliages 319, puisqu'une dispersion beaucoup moindre des valeurs de limite ultime est observée, peu importe leur source (expérimentale ou industrielle). Aucun effet apparent sur la limite élastique n'est observé. Le fer détériore la limite ultime dans les alliages expérimentaux non modifiés et les alliages industriels modifiés 319.2, B319.2 et A356.2. Des corrélations polynomiales du second degré sont obtenues entre la limite ultime et le contenu en Fe à tous les taux de refroidissement (R2 >0.8) pour la plupart des alliages; les alliages expérimentaux modifiés et les alliages industriels non modifiés 319.2, cependant ont montré une dispersion considérable de la limite ultime. La corrélation entre la contrainte et le contenu en Fe ou le taux de refroidissement est plus complexe: en général, la limite élastique augmente à la fois avec le taux de refroidissement et le contenu en Fe dans les alliages 319.2 (R2 >0.8). Dans les alliages B319.2, l'effet du taux de refroidissement n'est pas très apparent: Fe augmente la limite élastique dans les alliages expérimentaux mais diminue celle-ci dans les alliages industriels. Dans les alliages A356.2, les valeurs de la limite élastique sont distribuées à l'intérieur d'une plage étroite montrant une tendance à la baisse dans les alliages non modifiés et une tendance à la hausse dans les alliages modifiés. La dimension des plaquettes de B-Al5FeSi affecte la ductilité et la résistance en traction des alliages, les changements étant très perceptibles jusqu'à des longueurs (ou surfaces) de plaquettes p de -100 um (400 um2) dans les alliages 319 et de -70 um (300 um2) dans les alliages A356.2. Des corrélations de puissance et logarithmiques sont obtenues entre la ductilité et la dimension des plaquettes P (R2 >0.8). Dans les alliages A356.2, seules de faibles variations dans la dimension de la phase p peut être tolérée afin de maintenir des niveaux de ductilité satisfaisants. La diminution de la limite ultime avec la dimension des plaquettes P est plus prononcée dans les alliages 319.2 que dans les alliages B319.2 et A356.2. Aucune relation définie entre la dimension des plaquettes P et la limite élastique n'a pu être établie. La porosité est nuisible à la résistance en traction et à la ductilité des alliages. Bien que le paramètre de dimension maximum des pores caractérise le mieux les relations entre la porosité et les propriétés de traction, les valeurs de R2 obtenues montrent que cela n'est pas le facteur primaire contrôlant la ductilité et la résistance en traction. Aucune corrélation définie n'a pu être établie entre la porosité et la limite élastique. Des corrélations linéaires assez bonnes ont été obtenues entre le log de la limite ultime et le log de la déformation (%) pour tous les alliages, expérimentaux ou industriels, sous toutes les conditions (R2 : 0.6-0.93). L'utilisation de cette relation est recommandée au lieu de la relation entre la limite ultime et le log de la déformation (%) basée sur le concept d'index de qualité proposé par Drouzy et al.136 pour interpréter les propriétés de traction des deux systèmes d'alliages. Les propriétés d'impact sont aussi améliorées avec l'augmentation du taux de refroidissement et la réduction du contenu en Fe. Les alliages modifiés 319.2 montrent des relations de puissances et linéaires (à des bas/hauts taux de refroidissement), alors que les alliages non modifiés 319.2 et A356.2 montrent des corrélations linéaires, tous les alliages B319.2 montrent de corrélations de puissance, et les alliages modifiés A356.2 montrent des corrélations logarithmiques à tous les taux de refroidissement (R2 >0.95 dans tous les cas). Les propriétés d'impact obtenues au plus haut taux de refroidissement sont de loin supérieures à celles obtenues à des taux de refroidissement autres {cf. 12.4 J à 23 um d'espace interdendritique avec 4.88 J à 85 um d'espace interdendritique dans les alliages non modifiés 319.2). L'intermétallique B-Al5FeSi détériore les propriétés d'impact de façon significative, l'effet étant le plus apparent pour des dimensions des plaquettes P se situant à l'intérieur de la plage 30-150 um dans les alliages 319, et 10-50 um dans les alliages A356.2. Des corrélations assez bonnes ont été obtenues entre les porosités et les propriétés d'impact. En présence de Mg, l'alliage non modifié B319.2 montre une augmentation de l'énergie d'impact, particulièrement à des niveaux faibles (0.4%) en Fe et à des taux de refroidissement élevés (espace interdendritique 23-47 um). Le strontium est efficace dans l'amélioration de l'énergie d'impact, même à des niveaux élevés en Fe. L'amélioration est moins apparente dans les alliages B319.2, et très sensible au changement du taux de refroidissement dans les alliages 319.2. Les alliages A356.2 modifiés au Sr montrent des énergies d'impact du double de celles des alliages 319 soumis aux mêmes conditions dû à l'absence de la phase CuAl2 dans les premiers alliages. Une bonne relation inverse est obtenue entre la vitesse moyenne de fissuration et l'énergie d'impact, les plus hautes vitesses de fissuration étant observées dans les échantillons non modifiés obtenus à des contenus en Fe les plus élevés et aux taux de refroidissement les plus bas. Les essais d'impact sont plus sensibles aux variations dans la microstructure ou aux défauts de coulée que ne le sont les essais de traction. Les courbes d'énergie d'impact en fonction de la limite ultime montrent des relations exponentielles, tandis que les courbes d'énergie d'impact en fonction de la déformation (%) affichent des relations linéaires pour tous les d'alliages, modifiés ou non, et peu importe la composition de l'alliage. À de faibles niveaux de Fe et à des taux de refroidissement élevés (0.4% Fe, espace interdendritique de 23 um), l'initiation et la propagation des fissures dans les alliages non modifiés 319, se produisent par le clivage des plaquettes de B-Al5FeSi (au lieu de leur décohésion de la matrice). La morphologie des plaquettes (individuelles ou embranchées) est importante pour déterminer la direction de propagation de la fissure. Les fissures se propagent aussi par la fracture du CuAl2 non dissous ou d'autres intermétalliques de cuivre, aussi bien que par les particules de Si fragmentées. Dans les alliages 319 modifiés au Sr, les fissures sont majoritairement initiées par la fragmentation ou le clivage des plaquettes perforées de la phase j3, en addition à celles des particules grossières de Si et des intermétalliques de cuivre non dissous. Dans les alliages A356.2, les fissures sont initiées principalement par la fracture des particules de Si ou leur détachement de la matrice de Al, alors que la propagation des fissures a lieu par coalescence des particules de Si fracturées, excepté quand les intermétalliques de P-Al5FeSi sont présents, auquel cas ce dernier a préséance. Dans le cas de modification au Sr, les fissures se propagent par la liaison des particules de Si fracturées / détachées, aussi bien que par les intermétalliques B-fer fragmentés. Dans les échantillons exhibant de basses énergies d'impact, l'initiation et la propagation des fissures se produisent principalement par le clivage des intermétalliques de B-fer.

Le présent travail a été entrepris afin d'étudier le rôle des principaux paramètres du métal en fusion couramment appliqués dans les fonderies d'aluminium, tels que l'affinage de grain et la modification au strontium, de même que l'effet des éléments alliés mineurs sur la formation d'inclusion dans trois alliages Al-Si primaires largement utilisés, notamment A356, A319 et 4104, utilisant la technique Prefil (Pressure Filtration). L'appareil Prefil est l'une des techniques les plus récentes utilisées pour déterminer la propreté du métal en fusion des alliages de fonderie. En faisant passer environ 2.5 kg de métal en fusion à travers un filtre sous pression (10 psi), les inclusions/films sont concentrés dans la région au-dessus du filtre (les dimensions des pores peuvent varier de 0 à 123 um). Après le test, le métal solidifié au-dessus du filtre est sectionné, monté et poli pour fins d'examen métallographique. Puisque la qualité du métal en fusion est un aspect essentiel de la qualité des produits finis des fonderies et des centres de coulées, il est important que les classes mondiales d'opérations établissent des normes de mesure de la qualité du métal. Depuis des dizaines d'années et aujourd'hui encore, la propreté du métal a été largement supervisée en utilisant l'analyse métallographique des échantillons solidifiés. Ces échantillons peuvent être ou ne pas être filtrés. Une série de quatre-vingt neuf expériences a été conduite (utilisant une charge de 25 kg de matériel d'alliage frais à chaque expérience). La chambre de pression et le creuset de filtration de l'appareil Prefil sont chauffés à environ 300-350°C, afin de réduire la perte de chaleur lors du transfert du métal liquide du creuset de métal en fusion jusqu'au creuset de filtration. Aussi, la température de filtration devrait être suffisamment élevée de façon à éviter que ne se produise une sédimentation des inclusions dans la louche lors du transfert. Des échantillons Prefil contenant la partie de métal non filtrée (environ 5 mm d'épaisseur) en contact avec le filtre, ont été sectionnée, montée sur du Bakélite et polis pour fins d'examen métallographique. Les échantillons polis ont été examinés au microscope optique afin d'identifier les inclusions obtenues dans chaque cas. Le comptage des inclusions a été effectué utilisant la méthode du maillage. Les types et concentrations d'inclusions de même que les films d'oxyde produits dans ces alliages avant coulée ont été déterminés. Il appert que les principales inclusions dans ces alliages sont AI4C3, MgO et MgAl2O4 et des oxydes dispersés. La génération de films d'oxydes - associée avec l'usage de l'agitation mécanique pour dissoudre l'affineur de grain et/ou les additions de modificateur au métal en fusion - peut être évitée en utilisant le dégazage. Les résultats du Prefil démontrent qu'un temps de maintien prolongé et l'agitation du métal jouent un rôle significatif en augmentant la quantité d'inclusions dans le métal en fusion. Le dégazage utilisant de l'argon sec injecté au métal liquide à travers une roue motrice (vitesse 160 rpm) semble être la meilleure technique pour l'enlèvement des inclusions. Dans le cas des additions d'affineur de grain, le traitement de dégazage tend à augmenter la quantité d'inclusions de TiB2.

L'alliage A38O.1, un alliage d'aluminium-silicium-cuivre-magnésium (série 300), est produit à partir de rebuts d'aluminium et mis en forme sous pression. Cet alliage qui est particulièrement utilisé dans le domaine automobile peut subir des traitements thermiques pour obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. La composition chimique, la procédure observée lors de la fusion du métal, la technique de mise en forme, les défauts et le type de traitement thermique déterminent les propriétés mécaniques de cet alliage. Comme l'alliage A380.1 est obtenu à partir de métal recyclé, il contient une quantité variable de plusieurs éléments. Afin d'obtenir la composition souhaitable pour chacun de ces éléments, différents procédés coûteux et souvent dommageables pour l'environnement, tel le nettoyage au chlore, sont utilisés. Pour contrer ce problème de pollution, un moyen efficace pour éviter tous ces procédés serait certainement le bienvenu. Le magnésium est un des éléments dont la proportion moyenne doit être inférieure ou égale à 0,10 % pour répondre aux normes de l'industrie nord-américaine. Toutefois certaines études ont démontré qu'une quantité supérieure de magnésium influençait peu les caractéristiques mécaniques de l'alliage sauf peut-être celle de la ductilité. Donc, en justifiant l'augmentation du titre en magnésium dans cet alliage, on pourrait éviter l'application de traitements malsains tant sur le plan économique qu'environnemental. L'objectif de ce travail est de déterminer l'impact sur les propriétés mécaniques de posséder une proportion en magnésium supérieure au taux standard nord-américain de 0,10 % pour l'alliage A380.1. Des taux respectifs de 0,10 %, 0,30 % et de 0,50 % en magnésium sont utilisés pour constater l'effet sur les principales propriétés mécaniques à savoir: la limite élastique, la limite ultime et le pourcentage d'allongement à la rupture. Une grande partie de la recherche est également axée sur l'effet de cet élément (magnésium) sur la résistance en fatigue dudit alliage. Cette section comprend aussi l'analyse du rôle des défauts de surface (joint du moule) et des défauts internes (porosité) sur la résistance. Les propriétés mécaniques de traction sont analysées dans le but d'optimiser les traitements thermiques T6 (mise en solution, trempe et vieillissement artificiel) et T7 (mise en solution, trempe et survieillissement). Par la suite, l'influence de plusieurs paramètres est évaluée au moyen d'essais de traction et de la micrographie optique. La résistance en fatigue est observée en faisant des essais en flexion rotative. Une fois de plus, cette étude est réalisée dans le but d'optimiser les traitements T6 et T7 de même que pour vérifier l'effet des défauts de surface et des défauts internes. Pour examiner la contribution de ces défauts de même que pour les quantifier, des fractographies prises à l'aide d'un microscope électronique à balayage sont utilisées. Autant pour la traction que pour la fatigue, les paramètres qui nous intéressent plus spécialement sont: l'addition de magnésium, la température et le temps de vieillissement. De plus, pour la fatigue uniquement, la porosité est ciblée. En ce qui concerne les résultats, on peut affirmer notamment qu'un taux de 0,3 % de magnésium ne les altère pas, ni en traction ni en fatigue, et qu'un taux de 0,5 % de magnésium entraîne la formation de phases complexes sujettes à la fusion instantanée. De plus, on note que les propriétés de traction fluctuent selon les zones de Guinier-Preston apparues lors des traitements thermiques tandis que celles de fatigue diminuent au fur et à mesure que le taux de magnésium augmente.

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

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

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

Les alliages d'aluminium corroyés sont employés aujourd'hui, plus intensivement, comme matières pour la structure et la carrosserie des véhicules, les fabricants de voitures s'efforcent de diminuer le poids des automobiles pour augmenter les économies d'essence. Dans ces alliages, a-AlgFeiSi et P-AlFeSi sont les deux intermétalliques de fer prédominants combinés qui surviennent dans la structure solidifiée. La phase a, apparaissant comme une écriture chinoise a une morphologie plus compacte, en comparaison avec les plaquettes apparaissant de la phase p\ Le type d'intermétallique présent a un important effet sur le temps d'homogénéisation, les caractéristiques de laminage et le temps de vieillissement d'une partie du produit de ces alliages. Le travail actuel était exécuté pour étudier la formation des intermétalliques de fer dans les alliages d'aluminium de type 6XXX. Les alliages 6063 expérimental et commercial étudiés, contenant des concentrations de fer dans le domaine 0.17 - 0.39 % poids, de silicium dans le domaine de concentration 0.4 - 4.5 % et du magnésium dans le domaine 0.6 - 0.7 % poids de. Les effets de taux de refroidissement durant la solidification et l'addition d'éléments en trace tels que le silicium, le manganèse et le bérylium dans la phase P-AlFeSi caractérisés dans les deux alliages non-modifié et modifié au Sr étaient étudiés. L'effet de la présence des intermétalliques et de la prédéformation sur les propriétés de traction a aussi été étudié. Les barreaux d'essai de ces alliages étaient traités à 520 °C pendant 8h, désaltérés dans de l'eau chaude, et vieilli, par la suite, à 175 °C jusqu'à lOOh. Les phases rapportées dans cette étude étaient identifiées en utilisant un microscope optique et un microscope à balayage. La quantification des intermétalliques était faite en utilisant l'analyseur d'image. Les résultats révèlent que dans les alliages de Sr-modifiés, les particules de Mg2Si diminuent en taille et atteignent une forme plus globulaire après le traitement thermique. Pour un rapport de Si*/Fe > 1.5 (où Si* réfère à la présence de silicium libre dans l'alliage et non en combinaison avec Mg), la longue et épaisse précipitation de la phase plaquette de (3-AlFeSi est observé. Pour les mêmes valeurs du rapport Si*/Fe, la modification avec le strontium réduit seulement la taille des particules de P-AlFeSi. Les alliages démontrent de pauvres propriétés de formage mais de très hautes propriétés de traction. Pour un rapport de Si*/Fe <1.5%, et en fonction de l'addition effectuée, la présence d'intermétallique peut être l'une ou l'autre des phases a-fer, (3-fer ou un mélange des deux, et les propriétés mécaniques varient en conséquence conformément (maniable pour matière dure). La tendance de précipitation de la phase a-fer écriture chinoise augmente avec la modification au strontium et le taux de refroidissement. L'addition de Mn à ces alliages implique une précipitation de la phase a-Ali5(Fe,Mn)3Si2 écriture chinoise, et diminue les propriétés de formage et les propriétés de traction en comparaison avec l'absence de Mn. Les taux plus hauts de refroidissement et les modifications au strontium accroissent les propriétés de traction légèrement, mais réduisent sévèrement la ductilité et la formabilité. La formabilité des alliages est de beaucoup améliorée par l'addition de -200 ppm Sr ou 0.02% Be. Un combiné de Be+Sr implique la précipitation de très fine et globulaire particules de écriture chinoises a-AlgFe2SiBe, avec un alliage démontrant de très bonne propriétés de traction. Il a été aussi démontré dans le travail actuel que la prédéformation (de 4%) diminue dramatiquement le temps de vieillissement requis pour atteindre le même niveau de propriétés de traction des alliages.

Cet ouvrage porte essentiellement sur l'incidence de la rugosité de la surface refroidissante d'un moule métallique sur la solidification, la microstructure et la résistance à la déchirure à chaud d'un alliage Al-4.5%p/p Cu. La rugosité du moule a influencé la taille des grains près de la surface par la germination et la croissance préférentielles de grains sur les aspérités de surface. Dans le but de modéliser adéquatement l'effet de la rugosité du moule sur la taille des grains, un "coefficient d'efficacité de surface" a été utilisé à l'intérieur d'un modèle de microstructure basé sur le principe d'automates cellulaires. Ce coefficient caractérise l'effet cyclique de la rugosité et représente l'effet combiné du retrait localisé autour des points de contact et de la variation de la quantité de contact liquide / moule. La rugosité de surface du moule a également eu un effet sur la quantité d'eutectique présent dans la microstructure. Les effets du moule sur la microstructure ont influencé la résistance à la déchirure à chaud de l'alliage utilisé. Les échantillons présentant les films liquides intergranulaires les plus fins ont été les plus résistants face à la déchirure à chaud. Ceci est consistant avec les récents modèles reliant la résistance à la déchirure à chaud à la présence de films intergranulaires fragilisant la microstructure durant les derniers instants de la solidification.