Dans l'industrie de l'aluminium les fours de cuisson d'anodes sont utilisés afin que celles-ci acquièrent les propriétés électriques et mécaniques nécessaires pour leur utilisation dans les salles de cuves. Pour leur cuisson, les anodes sont placées dans des alvéoles (ou chambres) entre lesquelles des conduites permettent une circulation d'air. Le four étudié comporte un total de sept (7) chambres divisé en trois sections. La section de préchauffage compte deux chambres, la section des feux (deux chambres) est celle où sont situés les brûleurs et finalement en amont on retrouve la section de refroidissement (trois chambres). Les équations de base qui sous-tendent le modèle sont au nombre de trois (3). L'équation de transfert de chaleur par conduction en régime non stationnaire permet de calculer les températures à l'intérieur des solides qui se composent de trois (3) matériaux; la brique, le poussier de garnissage et l'anode. L'équation de bilan d'énergie associé au gaz permet de calculer la température du gaz ainsi que la chaleur échangée entre le gaz et la paroi. Finalement, l'équation de bilan de quantité de mouvement permet de calculer le débit des gaz et la pression à l'intérieur de la conduite. La méthode de résolution consiste à calculer la température des gaz ainsi que la chaleur échangée (paroi-gaz) pour un intervalle de temps donné. La chaleur échangée est ensuite appliquée à la région solide ce qui permet de calculer la température à l'intérieur de celle-ci à la fin de l'intervalle de temps. Le même processus est alors repris pour la simulation complète d'un cycle de cuisson. La résolution des équations de base requiert l'évaluation de plusieurs variables intermédiaires. Ainsi le programme doit calculer la quantité d'énergie fournie par la combustion des matières volatiles dégagées lors de la cuisson. Il doit aussi évaluer la quantité d'air qui infiltre à l'intérieur de la cloison. De plus, il est essentiel de connaître les pertes thermiques par les fondations et à l'environnement. Pour l'équation de bilan d'énergie appliqué au gaz on doit aussi calculer le coefficient de transfert de chaleur total qui est la somme du coefficient de transfert de chaleur par convection et de celui par rayonnement. Les résultats les plus importants fournis par le modèle dynamique ont trait aux profils de températures. Avec ce modèle on obtient la distribution de températures à travers tous les solides ainsi que pour le gaz, pour chaque intervalle de temps. On peut ainsi tracer, pour quelques positions à l'intérieur d'une chambre, l'évolution des températures durant tout le cycle de cuisson. On obtient aussi, pour chaque intervalle de temps, les valeurs du débit massique et de la pression le long du four. Les courbes de cuisson permettent de tirer entre autres trois (3) informations essentielles quant au cycle de cuisson simulé. Tout d'abord, la valeur maximale de la vitesse de chauffe, la température maximale atteinte par les anodes et finalement la température des anodes lors de leur retrait du four. Autre point important, le modèle dynamique calcule la quantité de combustible requis pour la cuisson. La comparaison entre les valeurs calculées et les valeurs expérimentales a montré que le modèle permet de reproduire de façon adéquate le comportement du four. Ce modèle peut donc servir à optimiser des installations existantes ou à concevoir des unités entièrement nouvelles.

Les propriétés mécaniques des matériaux à structure cristalline hexagonale présentent actuellement un intérêt pour des applications techniques ainsi que pour la recherche académique. Ce travail s’articule autour du cas de magnésium utilisé notamment en aéronautique pour sa légèreté. Cependant, du fait du nombre restreint de symétries de leur structure cristalline, ces matériaux peuvent présenter certaines « difficultés » de mise en forme. La mise en forme impose la plupart de temps de grandes déformations au matériau, c’est pourquoi il est primordial d’y connaître son comportement. De grandes déformations plastiques impliquent le développement d’une anisotropie plastique qui peut être particulièrement forte dans les polycristaux hexagonaux. Ce travail propose en premier lieu les bases de compréhension et une revue de littérature sur la plasticité des matériaux hexagonaux. Le rôle de la sensibilité à la vitesse de déformation sur la plasticité des matériaux à structures hexagonales est ensuite discuté. Les orientations idéales de texture et leurs caractéristiques de persistance dans les cristaux hexagonaux en cisaillement simple sont déterminées. Une analyse de l’évolution de texture dans le magnésium durant une extrusion angulaire à section constante est ensuite effectuée. Puis l’évolution de texture et le comportement mécanique du magnésium en torsion est analysé. Finalement, une modélisation de la déformation en extrusion angulaire à section constante par une ligne de courant générale est proposée / The properties of materials with hexagonal crystalline structure are currently of interest for technical applications and for academic research. This work is articulated around the case of magnesium used in particular in aeronautics for its lightness. However, because of the restricted number of symmetries of the hexagonal crystal structure, these materials can present certain “difficulties” of forming. Forming usually imposes large deformations on the material; this is why it is of primary importance to know its behavior. Large plastic deformations imply the development of a plastic anisotropy which can be particularly strong in hexagonal polycrystals. This work initially shows the bases of comprehension and a review of literature on the plasticity of hexagonal materials. Then the role of strain‐rate sensitivity in the crystal plasticity of materials with hexagonal structures is discussed. The ideal orientations of texture and their characteristics of persistence of hexagonal closed‐packed crystals in simple shearing are identified. Then an analysis of texture evolution in magnesium during equal angular extrusion is carried out. The texture and mechanical behavior of magnesium during free end torsion are also analyzed. Finally, a modeling of the deformation during equal channel angular extrusion by a general flow function is proposed

La plupart des outils d’aide à la conception industrielle disponibles aujourd’hui sont basés sur l’utilisation des modèles analytiques et statistiques. Ces modèles permettent de caractériser les relations entre les facteurs de conception et les critères de qualité afin de prédire la qualité d’un nouveau produit sans effectuer de nouveaux essais expérimentaux. Néanmoins, en raison de la complexité du comportement du produit et/ou du procédé, de l’incertitude dans le processus de conception et du faible nombre de données expérimentales, ces modèles classiques sont souvent moins efficaces pour traiter des applications complexes. Dans le cadre de ma thèse doctorale, nous travaillons essentiellement sur la conception des matériaux composites multifonctionnels à base de fibres. Dans ce contexte, nous avons amélioré les outils d’aide à la conception industrielle afin de développer, de façon systématique, des nouveaux matériaux. Pour cela, nous proposons une démarche utilisant non seulement les techniques classiques d’analyse de données, mais aussi les techniques de calcul avancé. En nous appuyant sur ces techniques, nous avons réalisé un système intégral en langage UML et programmation informatique, permettant d’identifier les paramètres pertinents du procédé et de la structure du matériau composite étudié selon les propriétés fonctionnelles souhaitées. Ce système a été appliqué à la maîtrise d’un procédé textile de renfort par aiguilletage et au développement de matériaux biocomposites pour lesquels les performances mécaniques et acoustiques sont pris en compte simultanément. / Most of the industrial design assistant tools that are available nowadays are based on the use of analytical and statistical models. Those methods enable to characterize the relations between the design factors and the quality criterions in order to predict the quality of a new product without doing new experimental tests. Nevertheless, because of the behavioural complexity of the product or the method, the uncertainty in the design process and the weak number of experimental data, those classical models are often less efficient to treat complex applications. As part of my doctoral thesis, we have essentially worked (si tu veux mettre au present we work) on the design of multifunctional composite materials made of fibres. In this context, we have improved the industrial design assistant tools in order to develop in a systematic way, new materials. For this, we propose an approach that not only uses the classical technics of data analysis but also the advanced calculation technics. By using those technics, we realized an integral system in UML language and an oriented object computer programming, that allow to identify the pertinent parameters of the method and of the structure of the composite material studied according to the desired functional properties. This system was applied to the control of a textile reinforcement process by needling and development of biocomposites materials which the mechanical and acoustical performances are simultaneously considered.

Nous avons étudié le comportement rhéologique de suspensions de particules non colloïdales plongées dans des fluides à seuil. Nous nous sommes focalisé sur la contribution purement mécanique des particules. Nous avons dans un premier temps étudié le comportement en régime solide en formulant de nombreux systèmes expérimentaux modèles. Nous avons mesuré les propriétés d’élasticité linéaire, ainsi que les propriétés de seuil. Nous trouvons des lois reliant les propriétés rhéologiques de la suspension à celles du fluide ainsi qu’à la fraction volumique en particules monodisperses pour une distribution isotrope. Nous validons une approche d’homogénéisation proposée par Chateau et al. reliant les propriétés linéaires aux propriétés non-linéaire par une loi simple qui permet ainsi de prédire le seuil de contrainte de ce type de matériaux. Cette approche est validée sur des mortiers modélisés par une suspension de billes de verre dans une pâte de ciment thixotrope. Dans un second temps, nous explorons le régime liquide et caractérisons le comportement en écoulement d’un fluide à seuil modèle, une émulsion, selon une modélisation d’Herschel-Bulkley d’exposant n=½. Nous montrons que cette loi reste valable pour une suspension de particules dans cette émulsion. Nous mesurons la consistance d’Herschel-Bulkley en fonction de la fraction volumique en particules et nous constatons un bon accord entre ces mesures et une loi prédite par l’approche d’homogénéisation de Chateau et al. Enfin, nous observons une distinction entre seuil d’arrêt et seuil de démarrage probablement dû à la distribution des particules / We study rheological behaviour of non colloïdal particles suspensions embedded in yield stress fluids. We focus on strictly mechanical particles influence. First, we study solid domain with a large experiment panel on model materials. We measure linear elasticity and yield stress. We found law which link suspensions properties to interstitial fluids one and monodisperses particles concentration for an isotropic distribution. We compare our results to a homogenization approach by Chateau et al. which give us a very simple law between linear and non linear properties. This approach could predict the yield stress variation as a function of particles concentration with a very good agreement. Then, we validate this approach on a model mortar (glass beads in a thixotropic cement paste). In a second part, we explore liquid domain and characterize flowing behaviour of a yield stress model fluid, an emulsion, as a Herschel-Bulkley fluid with an exponent n =½. We show that this law still applicable for particles suspension in this emulsion with the same Herschel-Bulkley exponent. Then, we measure Herschel-Bulkley consistency as a function of particles concentration and found a good agreement with a law predicted by Chateau et al. from a homogenization approach. Finally, we observe difference between stopping yield stress and starting yield stress, this difference is probably due to particles distribution

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.

Lorsque les avions sont au sol pendant les temps froids, ils sont soumis aux intempéries telles que la neige, le vent, la pluie verglaçante. Ces intempéries peuvent provoquer une formation de glace qui peut entraîner des accidents lors du décollage. Pour remédier à ce problème, on utilise des liquides antigivre qui permettent de protéger l'avion contre l'apparition de glace. Cette protection est obtenue par retard de la congélation due à l'absorption et la dilution de la précipitation. Afin de prédire les temps de protections disponibles pour chaque fluide, il faut étudier la congélation d'un film fluide soumis à une précipitation surfondue. Pour cela, le laboratoire international des matériaux antigivre (LIMA), en collaboration avec des compagnies fabriquant de produits commerciaux, a développé une méthode normalisée appelée WSET (Water Spray Endurance Test) pour mesurer le temps de protection du fluide antigivre. Cette méthode consiste à appliquer un fluide antigivre sur une plaque inclinée refroidie et à le soumettre à un brouillard givrant afin de mesurer le temps s'écoulant avant l'apparition de la glace. Les expériences effectuées au laboratoire sont longues, coûteuses et limitées dans leurs paramètres. D'autre part, elles ne permettent pas une description détaillée du fluide au cours du phénomène de drainage et de dilution. L'objectif principal de ce mémoire est de réaliser une simulation numérique de la méthode normalisée. Pour réaliser cette simulation, on a développé un modèle mathématique reproduisant les phénomènes physiques. Tout d'abord, on a modélisé les phénomènes physiques décrivant l'écoulement visqueux, la dilution et la congélation du film fluide antigivre. Puis, on a conçu une simulation numérique, basée sur la modélisation, qui est capable de prédire le temps de protection du fluide antigivre, tout en donnant des informations sur la vitesse, la concentration en eau, la température en chaque point du fluide. Le code de simulation du phénomène a été validé en comparant ses résultats avec ceux qui sont issus de la méthode normalisée. Il permet de déterminer rapidement le temps de congélation du film fluide en fonction des caractéristiques physiques du fluide (viscosité, concentration en eau, dilution) et des conditions micro-météorologiques (température, tension de surface, taux de précipitation). Le code peut être directement utilisé par l'industrie pour étudier et prédire les performances des fluides.

Le but de ce projet était d'élaborer un modèle mathématique, statique et à une dimension, pour la simulation d'un four de calcination d'alumine actuellement en opération à l'usine Vaudreuil d'Arvida. Le modèle devait être simple, robuste et général afin de pouvoir s'adapter pratiquement à n'importe quel mode de fonctionnement. Le but premier du modèle était de pouvoir prédire les profils de température à l'intérieur du four, soit les profils de température pour le lit d'alumine, pour le gaz, la paroi intérieure et la paroi extérieure. Le modèle a été élaboré à partir d'équations différentielles provenant de bilans thermiques et massiques effectués sur de fines tranches de four. En plus des profils de températures, le modèle permet d'obtenir beaucoup d'autres résultats intéressants tels la composition du lit à toute position dans le four, les propriétés du gaz et la quantité de poussière produite. Le modèle montre clairement que la présence de poussière, en favorisant les échanges thermiques, influence grandement le comportement global du four. À l'usine Vaudreuil d'Arvida, on procède à l'occasion à différents tests paramétriques afin d'optimiser la production d'alumine. Une étude effectuée à l'aide du modèle a pu démontrer la solidité et la souplesse de celui-ci en ce qui a trait à son utilisation éventuelle pour l'amélioration du procédé de calcination de l'alumine. Il est en effet possible de faire varier n'importe quel paramètre de fonctionnement du four et d'observer son comportement. Il s'avère ainsi plus économique, en temps et en argent, de faire une étude paramétrique à l'aide du modèle que des tests sur l'installation réelle. Sous sa forme actuelle le modèle s'avère déjà très efficace. La plupart des résultats qu'il produit sont très près des mesures d'usine et il peut déjà permettre à l'usine Vaudreuil d'étudier l'ensemble des paramètres affectant la production. Certaines améliorations peuvent par contre être apportées au modèle comme par exemple les ajouts de chlore dans le gaz, et de fluorure d'aluminium et d'oxyde basique de sodium dans le solide.

La formation de la glace sur les avions au sol est nuisible au décollage; c'est pourquoi on la prévient par l'application de fluides dégivrants et antigivre. L'Association Européenne des Lignes Aériennes a établi une procédure normalisée pour le contrôle de la qualité de ces produits qui sont évalués à partir de la mesure des temps de protection. Les temps de protection des produits antigivre commerciaux utilisés en aéronautique sont actuellement mesurés à partir d'une évaluation effectuée en chambre climatique utilisant une plaque inclinée recouverte du produit testé et exposée à différents contextes micro-climatiques au-dessous de 0°C. Ce travail se veut être une contribution à la recherche dans le domaine des produits antigivre par l'étude systématique des effets des différents paramètres susceptibles d'affecter les temps de protection de ces produits. Le travail expérimental consiste à mesurer les temps de protection de film du fluide antigivre soumis à des conditions atmosphériques en bas de 0°C en utilisant des plaques planes inclinées à différents angles de façon à simuler une aile d'avion. De façon à compléter l'étude expérimentale, une étude analytique est consacrée à l'élaboration de deux modèles simples qui permettent de prédire le temps de protection du fluide à partir du niveau de dilution. Ce travail a permis de montrer que l'intensité des précipitations et la température de l'air sont les deux facteurs les plus importants. Il est possible, sur la base des mesures expérimentales, de prédire que le temps de protection est une fonction de puissance de l'intensité des précipitations et de l'inclinaison de la plaque, d'autre part il est une fonction exponentielle de la température du fluide. Ces relations empiriques permettent d'établir des recommandations, à l'usage des pilotes, quant aux temps de protection en fonction des conditions climatiques.