There is a general agreement that in service conditions the quality of mineral insulating oils gradually deteriorates under the impact of electrical, thermal and environmental stresses. It is also widely accepted that only the incipient electrical failures such as hot spots and partial discharges are responsible for the gassing of oil. Knowing that the resulting fault gases dissolve in the oil, the technique of Dissolved Gas Analysis (DGA) was developed to detect incipient failures in the transformer. DGA has now become a standard in the utility industry throughout the world and is considered to be the most important oil test for insulating liquids in electrical apparatus. More importantly, an oil sample can be taken at anytime from most equipment without having to take it out of service, allowing a "window" inside the electrical apparatus that helps with diagnosing and trouble-shooting potential problems. This thesis intends to show that the gassing of oil is a more complex phenomenon. In order to emphasize the role played by contaminants in the gassing of oil, fundamental investigations were undertaken. The amount of gases evolved under the impact of electrical stress (ASTM D6180) by a sample of new and aged oil with/without paper was accurately measured along with some physicochemical properties, to assess the relationship between the cause and the symptoms of oil or oil-paper insulation deterioration. The outcome of these investigations provided experimental evidence that the chemical composition of hydrocarbon blend, the oil born decay products and the solid insulation are also contributing factors to oil gassing. Since this finding may affect the diagnostics predicted by some DGA techniques, some thorough investigations were performed. New, aged oil and reclaimed aged oil samples were submitted to thermal and electrical stresses (considering various scenarios) and the dissolved gases analyzed by chromatography. Three of the most used DGA techniques, namely the Duval's Triangle Roger's and Domenburg's ratios were implemented in Labview based software to predict the diagnostic. The obtained results provide experimental evidence that oil born decay products may affect the diagnostics predicted by some DGA techniques. Although such a research is still in a preliminary stage, some very stimulating results have been obtained. - II est généralement admis, qu'en conditions de service, la qualité des huiles minérales isolantes se détériore progressivement sous l'effet des contraintes électriques, thermiques et environnementales. Il est également largement admis que seules les défaillances électriques naissantes telles que les points chauds et les décharges partielles sont responsables du dégazage de l'huile. Sachant que les gaz ainsi produits par les défauts se dissolvent dans l'huile, la technique d'analyse de gaz dissous (AGD) a été mise au point pour détecter les défaillances dans le transformateur. L'AGD est maintenant devenu un standard dans l'industrie à travers le monde et elle est considérée comme le test le plus important dans les appareillages électriques isolés à l'huile. Plus important encore, un échantillon d'huile peut être pris à tout moment, de la plupart des équipements, sans avoir à le mettre hors service, pour le diagnostic et le dépannage d'éventuels problèmes. Ce mémoire se propose de montrer que le gazage dans l'huile est un phénomène complexe. Afin de souligner le rôle joué par les contaminants dans le dégazage de l'huile, des investigations fondamentales ont été entreprises. La quantité de gaz qui se dégage sous l'effet de la contrainte électrique (ASTM D6180) d'un échantillon d'huile neuf ou vieilli avec/sans papier a été mesurée avec précision ainsi que certaines propriétés physico-chimiques, afin d'évaluer la relation entre la cause et les effets de la détérioration de l'isolation de l'huile ou de l'huile-papier. Le résultat de ces investigations a fourni des preuves expérimentales que la composition chimique d'un mélange d'hydrocarbures, les produits issus de la décomposition de l'huile et de l'isolation solide sont également des facteurs qui contribuent à la génération de gaz dans l'huile. Etant donné que cette découverte pourrait affecter les diagnostics prédits par certaines techniques de l'ADG, certaines investigations approfondies ont été réalisées. Des échantillons d'huile neuve, âgée et régénérée ont été soumis à des contraintes thermiques et électriques (en considérant différents scénarios) et les gaz dissous analysés par chromatographie. Trois des techniques de l'ADG les plus utilisées à savoir le Triangle de Duval, Roger et le Ratio de Dôrnenburg ont été implémentées dans le logiciel Labview pour prédire le diagnostic. Les résultats obtenus fournissent la preuve expérimentale que les produits de la décomposition de l'huile peuvent affecter les résultats de diagnostic prédis par certaines techniques de l'ADG. Bien qu'une telle recherche soit encore à un stade préliminaire, certains résultats encourageants ont été obtenus.

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

Durant ces années doctorales, la formation et le mouvement des grandes bulles « Fortin » ont été étudiés par l'entremise de la modélisation physique et numérique. L'influence de ce type de bulles sur la couche gazeuse présente dans le procédé d'électrolyse de l'aluminium a aussi été quantifiée. Dans un premier temps, la morphologie de la bulle « Fortin », qui se forme sous une surface solide légèrement inclinée, a été étudiée dans un modèle physique à eau ainsi que par modélisation numérique. Cette étude a permis de découvrir que la bulle « Fortin » était formée par une onde gravitationnelle. Les dimensions et la vitesse de la bulle « Fortin » ont été mesurées en fonction du volume de la bulle et de l'angle d'inclinaison de la surface. Deux équations ont été développées afin de prédire le volume d'une bulle « Fortin ». Lors de ces études, une large bulle se mouvant sous une surface inclinée fut, pour une première fois dans la littérature, simulée numériquement. Les résultats obtenus concordent avec les mesures expérimentales. D'autre part, la formation et le mouvement de larges bulles de dioxyde de carbone, se déplaçant dans la cryolithe liquide, ont aussi été simulés. L'effet de la bulle « Fortin » sur la couche gazeuse et sur l'écoulement engendré par les bulles a été étudié expérimentalement dans un modèle physique à eau. Trois régimes d'écoulement sous l'anode, différenciés par le taux de génération de gaz, ont été déterminés. Une corrélation entre la hauteur moyenne de la couche gazeuse et la position sous l'anode a été développée. Le volume de gaz accumulé sous l'anode peut être calculé avec cette équation. La hauteur maximale de la couche gazeuse a été mesurée et ce chiffre à 2 cm en raison de la présence de la bulle « Fortin ». De plus, la hauteur moyenne de la couche gazeuse a été mesurée et s'est avérée supérieure aux valeurs présentes dans la littérature. H a été possible d'observer que les grandes bulles se fractionnent toujours en deux ou plusieurs bulles juste avant de quitter la surface de l'anode. La sortie des grandes bulles engendre une augmentation du transfert de quantité de mouvement dans la cuve. Le mouvement de la couche liquide dans la cuve a été étudié par la technique PIV. Ces expérimentations démontrèrent que la taille et la forme des bulles jouent un rôle très important sur le transfert de quantité de mouvement. L'influence des bulles « Fortin » sur le transfert de quantité de mouvement est plus importante que celle des petits bulles. Les bulles de type « Fortin » engendrent un intense transfert de quantité de mouvement dans le liquide, lequel participe à l'homogénéisation du champ de température et à l'augmentation du transport de masse dans la cuve.

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

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

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

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

L'utilisation d'alliages d'aluminium a augmenté énormément dans diverses applications au cours des vingt dernières années. Les demandes faites par l'industrie du transport pour des composants légers (afin de réduire la consommation de carburant) a mené à une plus grande utilisation des alliages d'aluminium dans la production d'une grande variété de bâtis, comprenant certains composants critiques tels que des blocs de moteur et des têtes de cylindre. Parmi ces derniers, les alliages Al-Si, qui sont les alliages commerciaux les plus utilisés pour ces applications, en raison de leur rapport élevé de force / poids, leurs propriétés élevées de tension et de fatigue, et leur excellente résistance à la corrosion. L'addition du silicium fournit une excellente coulabilité et une résistance élevée aux déchirures à chaud. La présence des éléments d'alliage tels que le magnésium et le cuivre offre aux alliages Al-Si des capacités de grande résistance à haute température. Avec ces bonnes propriétés, les alliages Al-Si sont particulièrement utilisés dans l'industrie automobile, l'armement et les industries aéronautique et spatiale. Les propriétés mécaniques d'un alliage coulé sont contrôlées par sa micro structure qui, elle même, est influencée par la composition chimique de l'alliage, c'est-à-dire par son contenu en silicium, en magnésium et en cuivre, ainsi que par la présence d'impuretés telles que le fer et de défauts du produit coulé (porosité, inclusions, etc.) comme les conditions de solidification (taux de refroidissement) et le traitement thermique appliqué. Dans le cas des alliages Al-Si, ce sont l'espace interdendritique d'o-Al (DAS), la morphologie et la taille des particules eutectiques de silicium, et la quantité d'intermétalliques et / ou d'autres constituants de deuxième phase présents dans la microstructure. Le taux de refroidissement, en général, commande la finesse de la microstructure : plus le taux de refroidissement est élevé, plus les dendrites d'à-Al et les particules d'autres phases sont fines, et plus l'espace interdendritique est petit. Dans les alliages Al-Si, il est connu que les caractéristiques eutectiques de particules de silicium (taille, morphologie et distribution) affectent sensiblement les propriétés mécaniques. Dans cet alliage sans traitement thermique le silicium eutectique est observé sous forme de plaquettes aciculaires fragiles qui sont nuisibles aux propriétés de tension et d'impact. Par l'utilisation d'un traitement de modification du métal liquide, la morphologie du silicium eutectique est changée ou modifiée de sa forme aciculaire à une forme fine et fibreuse qui améliore de manière significative la ductilité d'alliage et la résistance mécanique. La modification est effectuée par l'addition d'éléments tels que le Na, le Sr, le Câ ou encore par un mélange de métaux de terre rares (mischmetal). L'utilisation du Na et du Sr en tant qu'agents de modification pour les alliages Al-Si est bien établie. Récemment, cependant, l'intérêt a été concentré sur l'utilisation du mischmetal comme modificateur pour ces alliages. Le mischmetal est une combinaison de métaux de terre rares (Ce, La, Pr et Nd) et a été rapporté comme modificateur de particules de silicium pour les alliages Al-Si, avec une capacité de surmonter les problèmes d'absorption d'hydrogène, de porosité accrue et d'effacement (fading) liés à l'utilisation du strontium. Le mischmetal a également été rapporté comme ayant une réactivité chimique élevée avec l'Ai, le Si, le Cu et le Mg, provoquant la formation des composés intermétalliques durs de point de fusion élevé (AUCe, AULa, A^Ce, SiCe, etc.) dans les régions de joints de grains, renforçant ces derniers et améliorant de ce fait la résistance mécanique des alliages à température élevée. Le perfectionnement des caractéristiques eutectiques de particules de silicium peut également être obtenu par l'utilisation d'un procédé proportionné de traitement thermique (traitement thermique de mise en solution, trempe et vieillissement) où, pendant l'étape de traitement thermique de mise en solution, les particules eutectiques de silicium subissent des perturbations dans leur forme et commencent à se casser en plus petits segments (étape de fragmentation), et puis à se sphéroïdiser (étape de sphéroïdisation), acquérant ainsi une forme fibreuse. Des traitements thermiques sont également appliqués aux alliages Al-Si pour en améliorer la résistance mécanique par la précipitation des précipités fins tels que les Mg2Si ou AhCu, ce qui renforce la matrice de l'alliage. Les éléments d'alliage Mg et Cu entrent dans la solution pleine pendant l'étape de traitement thermique de mise en solution et précipitent pendant l'étape de vieillissement (précipitation durcissante). La présente recherche a été effectuée pour étudier l'effet du mischmetal comme modificateur ainsi que les effets du taux de refroidissement et du traitement thermique sur la microstructure et la dureté des alliages de fonderie A319.1, A356.2 et A413.1. Le but principal de cette étude était de déterminer le rôle du mischmetal comme agent de modification ainsi que l'effet combiné du Sr et de la modification par le mischmetal. La microstructure a été analysée au niveau de la taille et de la morphologie des particules eutectiques de silicium et des intermétalliques formés, en particulier des intermétalliques contenant du mischmetal, et corréler ces caractéristiques avec les valeurs de dureté correspondantes des alliages obtenues. Les coulées ont été préparées à partir des trois alliages cités plus haut, en utilisant une fois une modification en Sr (~ 250 ppm) et l'autre fois sans modification, avec les ajouts de mischmetal de 0, 2, 4 et 6 % en poids. Ayant une forme de L, le moule métallique utilisé pour la coulée a fourni des barres qui ont été employées pour des mesures de dureté. Deux arrangements différents de solidification de moule ont été employés pour fournir des taux bas et haut de refroidissement correspondant respectivement aux valeurs de 40 fixa, et 120 fim DAS. Les alliages coulés ont été soumis au traitement thermique T6 (comportant le traitement thermique de mise en solution à 495 °C / 8 heures pour les alliages A319.1 et A413.1, et à 540 °C / 8 heures pour l'alliage A356.2, la trempe à l'eau chaude (60 °C), suivie d'un vieillissement à 155 °C, à 180 °C, à 200 °C, à 220 °C et à 240 °C pour 5 h chacun). Des mesures de dureté ont été effectuées sur les échantillons tels que coulés et sur les alliages ayant subi un traitement thermique en utilisant un appareil de contrôle de dureté Brinell (500 Kgf appliqué pour 30 s, en utilisant une bille en acier de 10 mm de diamètre). Les caractéristiques des particules de silicium eutectiques (surface, longueur, rapport de la rondeur, rapport longueur / largeur et densité) ont été mesurées en utilisant un microscope optique relié à un analyseur d'image. Pour chaque échantillon d'alliage examiné, les caractéristiques de particules de silicium ont été mesurées sur un total de 50 champs et des caractéristiques moyennes de particules ont été déterminées. La fraction totale de tous les intermétalliques a été obtenue en utilisant la microsonde électronique (EMPA). La spectrométrie des rayons X par longueur d'ondes (WDS) a été employée pour l'identification de tous ces intermétalliques. Les mesures des particules de silicium eutectiques ont indiqué qu'une modification partielle a été obtenue avec les ajouts de mischmetal, contre la modification complète réalisée avec l'ajout de Sr dans la condition tel que coulé, et ce, aux deux taux de refroidissement. Une interaction entre le Sr et le mischmetal a été observée, celle-ci a affaibli l'efficacité du Sr comme modificateur. Cet effet était particulièrement évident au bas taux de refroidissement. Pendant le traitement thermique de mise en solution, les particules eutectiques de silicium dans les alliages non modifiés ont subi un grossissement rapide (Ostwald ripening), tandis que dans les alliages modifiés par le Sr, elles ont montré un taux élevé de sphéroïdisation. Le grossissement a été démontré par l'augmentation de l'épaisseur des particules de silicium (clairement observées en alliage A356.2 aux deux taux de refroidissement). Dans les alliages contenant du mischmetal, la présence de ce dernier a réduit la croissance des particules de silicium. L'analyse EPMA a indiqué que la fraction totale de tous les intermétalliques a augmenté avec l'ajout accru de mischmetal dans tous les alliages. Dans l'alliage A319.1, sans compter l'intermétallique AfeCu, un intermétallique de type AI40MM2TÍ4CUSÍ a été observé, sous forme de particules grises au taux de refroidissement élevé, avec un rapport élevé de Ce / La (4.1:1). Un autre intermétallique de type AI5MMO12SÍ a également été observé, sous forme des particules en plaquettes blanches, avec un bas rapport de Ce / La (1.8:1), et ce, aux deux taux de refroidissement. Cette phase intermétallique contenait 0.38 % en poids de Sr dans les alliages modifiés par le Sr, confirmant l'interaction entre le mischmetal et le Sr. Dans l'alliage A356.2, le mischmetal a formé différents types d'intermétalliques. Au taux de refroidissement élevé, une phase MM-Ti a été observée (AI4MMTi2Si à 0.26 % en poids de magnésium) sous forme de particules grises à un rapport élevé de Ce / La (3.4:1). Une autre phase de mischmetal contenant un intermétallique de type AI2MMSÍ2 a été observée, sous forme de particules arrondies blanches, aux deux taux de refroidissement, contenant 1.4-1.6 % en poids de Sr et 0.35-0.6 % en poids de magnésium, à un bas rapport de Ce / La (1.3:1). Au bas taux de refroidissement, un intermétallique sous forme d'écriture chinoise AI2MMSi2 avec 0.25 % de magnésium en poids a également été observé, à un bas rapport de Ce / La (1.5:1). À part les intermétalliques en mischmetal, la phase de Mg2Si dans ces échantillons d'alliage a été observée, sous forme d'écriture chinoise de couleur noire. Dans l'alliage A413.1, deux intermétalliques de fer ont été observés, à savoir, (i) la phase o-Fe Ali5(MnFe)3SÍ2 au bas taux de refroidissement et une autre phase o-Fe contenant un niveau élevé de Ni au taux de refroidissement élevé, avec une formule d'Alii(MnFeNiCu)4Si, sous forme de particules d'écriture chinoise grise, et (ii) la phase #- Fe AlsFeSi sous forme de particules en plaquettes gris foncé au taux de refroidissement élevé. La basse teneur en cuivre de l'alliage a eu comme conséquence la formation de la phase AI3NÍCU sous forme de blocs gris au taux de refroidissement élevé. Une phase intermétallique mischmetal blanche AI2MMSÍ2 au taux de refroidissement élevé a également été observé, à un bas rapport de Ce / La (1.18:1). Cette phase contenait 2.7 % en poids de Sr, indiquant l'interaction entre le mischmetal et le Sr et un affaiblissement conséquent de l'effet de modification du Sr. Cet intermétallique a encore combiné avec de l'Ai, le Si, le Cu et le Ni pour produire une phase intermétallique de type Al6MM(CuNi)Si en tiges de couleur gris clair, à un rapport modéré de Ce / La de 2:1. Dans les alliages A413.1 modifiés par le Sr et au bas taux de refroidissement, une phase intermétallique de mischmetal AI2MMSÍ2 sous forme d'écriture chinoise de couleur blanche a également été observée, à un rapport Ce / La de 1.48:1, contenant 0.48 % en poids de Sr, confirmant de nouveau l'interaction Sr - mischmetal. À un rapport légèrement plus élevé de Ce / La de 2.1:1, une autre phase intermétallique en mischmetal était produite, avec une formule d'Al5MM(CuNi)Si, observée dans la microstructure en tant que des particules en plaquettes de couleur gris clair. Les mesures de dureté ont indiqué que, en général, les valeurs de dureté des alliages tels que coulés étaient plus hautes au taux de refroidissement élevé qu'au bas taux de refroidissement. Les alliages non modifiés ont montré des niveaux légèrement plus élevés de dureté comparés aux alliages modifiés par le Sr, et la dureté a été diminuée par l'ajout de mischmetal, aux deux taux de refroidissement. Dans l'alliage A319.1 non modifié et après vieillissement aux différentes températures (155 °C - 240 °C / 5 h), deux valeurs maximales de dureté ont été observés (à 200 °C / 5 h et à 240 °C / 5 h) au taux de refroidissement élevé, alors que l'alliage A319.1 modifié par le Sr montrait seulement un maximum (à 200 °C / 5 h). Au bas taux de refroidissement, deux valeurs maximales de dureté ont été observés (à 155 °C / 5 h et à 180 °C / 5 h) dans les alliages non modifiés et dans ceux modifiés par le Sr. En général, les alliages contenant 0 et 2 % en poids de mischmetal ont montré les valeurs de dureté les plus élevées aux deux taux de refroidissement, et la dureté a diminué avec encore d'autres ajouts de mischmetal. Dans l'alliage A356.2, après vieillissement aux différentes températures (155 °C -240 °C / 5 h), la dureté maximale a été obtenue à 180 °C / 5 h dans les alliages non modifiés et les alliages modifiés par le Sr, aux deux taux de refroidissement. Les alliages sans mischmetal ont montré une dureté relativement plus élevée que ceux qui contiennent du mischmetal. La dureté a diminué avec l'augmentation de l'ajout de mischmetal. Au taux de refroidissement élevé, les alliages non modifiés ont montré des valeurs plus élevées de dureté que les alliages modifiés en Sr, alors que la tendance opposée était observée au bas taux de refroidissement. La diminution en valeurs de dureté peut être attribuée à l'interaction du mischmetal avec les éléments d'alliage Cu et Mg pour former les divers intermétalliques observés. La quantité de la précipitation des phases durcissantes formées dans les alliages A319.1 et A356.2 (AkCu et Mg2Si) est considérablement réduite, diminuant de ce fait la dureté. L'addition de mischmetal a changé l'ordre de précipitation de la phase Mg2Si dans l'alliage A356.2. Pour le cas de l'alliage A413.1, pour tous les états du vieillissement température / temps (155 °C - 240 °C / 5 h), la basse teneur en éléments d'alliage a eu comme conséquence une réponse faible de l'alliage au processus de durcissement, et ce, aux deux taux de refroidissement. Ainsi, aucune dureté maximale pour ces alliages n'a été observée.

Les alliages de fonderie Al-Si sont largement répandus dans des applications des véhicules à moteur à cause de leur rapport résistance/poids et capacité élevée d'être moulé dans des formes complexes. Parmi ces alliages, on trouve l'alliage de type 319, appartenant au système Al-Si-Cu qui est populairement utilisé dans de telles applications, où du magnésium est souvent ajouté à l'alliage pour renforcer ses propriétés. Ces alliages sont habituellement soumis à un traitement thermique afin d'obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. L'excellente coulabilité et les propriétés mécaniques de tels alliages Al-Si-Cu-Mg les ont rendus commercialement populaires pour des applications industrielles. Les propriétés mécaniques d'un alliage coulé sont commandées par sa microstructure qui, alternativement, est influencée par la composition en éléments d'alliage et les conditions de solidifications utilisées. Dans le cas des alliages de type 319 (Al-Si-Cu- Mg), plusieurs facteurs se mettent enjeu, à savoir, la finesse des dendrites primaires de la phase a-Al (déterminée par la valeur de l'espace interdendritique (DAS)), la structure du silicium eutectique Al-Si dont sa morphologie brute passant d'une forme aciculaire à une forme fibreuse lors d'une modification, les CuAk et tous autres intermétalliques de cuivre, autres constituants de deuxième phase comme les intermétalliques de fer et les phases Mg2Si dépendant de l'alliage et les éléments de trace actuels dans celui-ci. La forme du silicium eutectique normalement aciculaire peut être transformée ou modifiée à une forme fibreuse par l'addition d'un modificateur comme le sodium Na ou le strontium Sr au métal liquide; ceci permet d'améliorer la ductilité et la résistance de l'alliage. On observe également du magnésium pour modifier le silicium eutectique. Cependant, il cause également une ségrégation des phases de cuivre, ceci peut mener aux problèmes au métal liquide (fonte naissante). Les propriétés des alliages contenant des éléments tels que le Cu et le Mg peuvent également être améliorées par un traitement thermique, où la formation des précipités fins de type CuAb et Mg2Si pendant le vieillissement ont comme conséquence un durcissement de l'alliage. Un traitement thermique typique se compose d'un traitement de mise en solution, suivi d'une trempe et d'un vieillissement artificiel. Le traitement thermique de mise en solution est effectué pour réaliser une dissolution maximale du cuivre et du magnésium dans la matrice en aluminium. Pour ceci, la température de traitement de mise en solution doit être gardée aussi étroitement que possible à la température eutectique de Al-CuAl2, mais, en même temps, doit être limitée à un niveau sûr au-dessous du maximum pour éviter une fonte naissante des phases de cuivre qui auraient comme conséquence la formation des cavités après la trempe et abaisseraient la solidité de l'alliage. Le procédé de traitement thermique de mise en solution peut être suivi étape par étape ou dans des étapes multiples. Malheureusement, une seule étape ou un traitement thermique conventionnel de mise en solution utilisé pour un alliage de type 319 (~498°C) n'est ni capable de maximiser la dissolution des phases riches en cuivre ni capable de modifier suffisamment la morphologie des particules de silicium où tous les deux sont exigés pour améliorer les propriétés de l'alliage. Pour surmonter ceci, un traitement de mise en solution en deux étapes (traitement conventionnel de mise en solution suivi d'un traitement de mise en solution de température plus élevée) a été suggéré, qui améliore de manière significative la dissolution de la phase riche en cuivre, provoquant une meilleure homogénéisation avant le vieillissement, et de ce fait améliorant les propriétés mécaniques. La présente étude a été entreprise pour étudier l'effet du magnésium sur l'occurrence de la fonte naissante dans les alliages expérimentaux et industriels de type 319, en utilisant l'analyse thermique, des essais de traction, l'analyse microstructurale et des mesures de porosité. Des échantillons ont été préparés à partir des fontes expérimentales et industrielles d'alliage contenant des niveaux de magnésium variant de 0 à 0.6 % en poids. Les barreaux pour des essais de traction ont été moulés en utilisant un moule permanent de type ASTM B-108. Les barreaux ont subi un traitement thermique de mise en solution dans la gamme de 490°C à 540°C pour le traitement de mise en solution de pas à pas, et à 5O5°C suivi de 520°C ou de 530°C pour le traitement thermique de mise en solution à deux étages. Des essais de traction ont été effectués à l'aide d'une machine d'essai mécanique MTS. La porosité qui est due à la fonte naissante a été également mesurée pour surveiller l'occurrence de la fonte naissante. La microscopie, l'analyse d'image et les techniques optiques d'EPMA ont été employées pour l'analyse, la quantification, et l'identification microstructurale des phases. Les résultats ont montré que la concentration en magnésium et la température de mise en solution jouent un rôle important dans l'occurrence de la fonte naissante. Les mesures de porosité ont prouvé qu'elles sont en relation avec les propriétés de traction et ont confirmé les résultats obtenus en termes de fonte naissante observée pour chaque condition de l'alliage ou de traitement de mise en solution. L'addition du magnésium mène à la ségrégation de la phase de cuivre, ayant pour résultat la formation de la phase eutectique C11AI2 sous forme de blocs plutôt qu'à sa plus fine forme. Ceci rend plus difficile de dissoudre la phase C11AI2 pendant le traitement thermique de mise en solution. L'addition du magnésium aux alliages de type 319, indépendamment de la source d'alliage, modifie la morphologie de particules de silicium. On observe cet effet très clair à 0.6 % en poids de magnésium, avec une diminution correspondante de la température eutectique Al- Si comparée à l'alliage de base. Comme prévu, l'effet de modification du magnésium n'est pas très évident à la faible addition de magnésium. L'addition du magnésium mène également à la précipitation de la phase Al5Mg8Cu2Si6. Cette phase précipite normalement après la phase CuAl2. Néanmoins, quand l'addition du magnésium excède 0.4 % en poids, la précipitation de la phase Al5Mg8Cu2Si6 a eu lieu également dans une autre réaction, avant la précipitation de la phase CuAl2. La morphologie des particules de la phase Al5Mg8Cu2Si6 est dans ce cas-ci de forme manuscrite plutôt que les particules de forme irrégulière normalement observées. Les propriétés mécaniques sont également commandées par le niveau de magnésium et la température de traitement de mise en solution. En plus de la fonte naissante, une température élevée de mise en solution produit également des microcraques et des boucles (déformation de forme) dans les barreaux d'essai de traction. En ce qui concerne le traitement de mise en solution à deux étages, la température de mise en solution de la deuxième étape ne devrait pas excéder 520°C même si une température plus élevée homogénéise l'alliage. Comparé aux alliages expérimentaux, l'alliage industriel montre une plus grande résistance à la fonte naissante, ceci peut être expliqué en termes de la réaction entre le Cu et les éléments de trace actuels dans l'alliage tels que le Fe et le Ni, menant à une augmentation de la température de la fonte naissante. D'après l'analyse des essais de traction, les données microstructurales et de porosité obtenues, les températures de traitement de mise en solution suivantes sont suggérées pour les divers alliages expérimentaux de type 319 et les alliages industriels, pour éviter ou réduire au minimum l'occurrence de la fonte naissante. On le suggère que les températures utilisées ne devraient jamais dépasser ces valeurs. Alliage Température suggérée (°C) E0 535 El 530 E2 525 E3 525 E4 520 E6 510 13 520 16 520

Les structures exposées à des conditions nordiques sont susceptibles d'être soumises à l'accumulation de la glace atmosphérique. Ce genre d'événement peut nuire au bon fonctionnement d'une structure en provoquant des perturbations mécaniques et/ou électriques. Les conducteurs aériens d'énergie électrique sont une catégorie de structure à haut risque car ils parcourent des régions isolées qui rendent la prévention et la maintenance très difficiles. L'étude des phénomènes de glace atmosphérique cherche à développer une connaissance qui permette de prévoir et d'estimer les dangers d'un événement afin de prendre les mesures appropriées. Le but est finalement de concevoir des tracés des lignes de transport d'énergie dont le niveau de fiabilité est maximal. Dans ce cadre, nous utiliserons les données du site de givrage naturel du Mont Valin (Québec, Canada) afin d'étudier un aspect particulier de ce domaine : l'accrétion de la glace. Par l'analyse de ces données, l'objectif de la recherche présentée ici est d'abord de déterminer les charges enregistrées dues aux effets autres que la glace, ensuite, de les utiliser pour concevoir une base de données de toutes les phases d'accrétion de la glace, et, finalement, d'approfondir l'étude de la phase d'accrétion. Il existe trois types de glace atmosphérique dangereux pour les activités humaines : le givre, le verglas et la neige mouillée. Ils sont généralement produits par divers phénomènes atmosphériques reliés aux conditions météorologiques. L'accrétion de la glace atmosphérique est un phénomène physique complexe qui implique les aspects thermodynamiques et fluidiques des gouttelettes d'eau surfondue et les propriétés matérielles et géométriques de la structure. Son étude sur un site expérimental demande l'application de critères objectifs qui sont applicables à tous les cas possibles. Nous pouvons distinguer trois phases chronologiques dans un événement de givrage : la phase d'accrétion, la phase de maintien et la phase de délestage. Toutefois, les évolutions de la charge de glace ne suivent pas forcément cette séquence et ne contiennent pas toujours ces trois phases. Ainsi, pour isoler la phase d'accrétion, nous définissons un critère de fin de phase d'accrétion. Ce critère tient compte des deux paramètres suivants : la durée du maintien de la charge de glace et la proportion de glace délestée pendant l'accrétion. Le site de givrage naturel du Mont Valin est composé de quatre conducteurs répartis sur deux lignes. La ligne principale, dont la direction est perpendiculaire aux vents dominants Est-Ouest, comporte le conducteur de 12,5 mm de diamètre, le conducteur de 35 mm de diamètre et le faisceau de quatre conducteurs de 35 mm de diamètre. La ligne témoin comprend le conducteur témoin de 7,93 mm de diamètre. Les instruments installés mesurent les données météorologiques et les charges mécaniques appliquées sur les conducteurs. Mais, dans ce genre de conditions expérimentales, les charges mesurées ne sont pas toujours expliquées par l'accumulation de glace atmosphérique. En effet, la variation de la charge enregistrée sur les conducteurs peut être due aux effets aérodynamiques engendrés par le vent, à la dilatation thermique des conducteurs ou à la dérive électronique de l'instrumentation, et non à la glace. Notre démarche est la suivante. Nous estimons d'abord théoriquement les effets des charges aérodynamiques et de la dilatation thermique sur les conducteurs, chargés ou pas de glace. Puis, nous comparons ces résultats aux données expérimentales où nous avons isolé chaque effet. Ensuite, nous observons dans la base de données les effets de la dérive électronique. Finalement, en utilisant les données théoriques pour valider les données expérimentales, nous déterminons un seuil de variation total de 61 g/m du signal de charge qui peut être expliqué par les effets cités ci-dessus. Après avoir brièvement présenté les outils statistiques de corrélation et de régression, nous élaborons la base de données contenant les phases d'accrétion en appliquant le critère donné. Les analyses des distributions, de corrélation et de régression sont effectuées sur les quatre types de glace classifies : le givre, le verglas, la neige mouillée et les mélanges, et sur les quatre types de conducteurs du site. Les études des distributions des paramètres météorologiques tels que la température de l'air et la vitesse du vent confirment bien les ordres de grandeur cités dans la littérature pour le givre, le verglas et la neige mouillée. La durée de la phase d'accrétion et le taux d'accrétion pour les mêmes types de glace présentent aussi des propriétés statistiques conformes aux données de la littérature dans le domaine. Une caractéristique propre au site du Mont Valin -où les observations de givre sont dominantes- est que la charge de givre atteinte en fin de phase d'accrétion est souvent supérieure à celle des autres types de glace. Les analyses de régression sur le taux d'accrétion montrent le lien entre cette variable et les paramètres mesurés sur le site. Le taux d'alarmes du givromètre et l'orientation du conducteur sont deux facteurs influents du taux d'accrétion du givre. Quant au verglas, le taux de précipitations est important à considérer, mais pas l'orientation du conducteur. Pour la neige mouillée, l'intensité du vent perpendiculaire au conducteur et le taux de précipitations sont les facteurs importants. Enfin, la vitesse du vent et la hauteur des précipitations sont les paramètres qui expliquent le mieux le taux d'accrétion dans le cas des mélanges. En conclusion, nous avons déterminé une valeur de la charge enregistrée sur le site du Mont Valin qui peut être expliquée par des phénomènes autres que l'accumulation de glace. En définissant et en appliquant un critère sur la base de données, nous avons pu étudier les caractéristiques de la phase d'accrétion et les facteurs d'influence du taux d'accrétion. Néanmoins, l'étude du type de glace noté mélanges a démontré la complexité de son interprétation statistique. Une décomposition de ce type de glace par proportions de givre et de verglas et une analyse statistique plus détaillée de ses caractéristiques mèneraient vers une meilleure compréhension des facteurs d'influence de l'accrétion de la glace atmosphérique.