Constellation, le dépôt institutionnel de l'Université du Québec à Chicoutimi

Résumé

Aluminum-silicon casting alloys have shown great promise in several fields of engineering and have proved highly suitable for use in automotive, marine, and aerospace applications where, through appropriate molten metal processing and suitable heat treatments, the manufacturing of diverse parts is made possible. Developments in aluminum alloys and optimization of casting techniques have led to improved material properties and functional integration which enable aluminum castings to satisfy current market requirements. Although the automotive industry is focused on reducing fuel consumption, the development of diesel and direct fuel injection gasoline engines with high specific powers in recent years have resulted in a marked performance impact on piston materials due to increased combustion pressure and piston temperatures. Reductions in the weight of key engine components together with higher service temperatures would allow for more efficient operation. While aluminum-silicon cast components are generally limited to service conditions of no more than 230°C, operating conditions in automotive components often result in much higher temperatures. Improving the high temperature mechanical properties requires an understanding of the factors which are related principally to a decrease in the strength of the alloy with increasing temperature. The use of transitions element additions of Ni, Zr and Sc to increase high temperature strength in aluminum alloys is based on the production of coherent or semi-coherent L12 type precipitates of Al3Ni, Al3Zr, or Al3Sc, which are better able to support overaging at higher temperatures due to their stability at higher temperatures, compared to the Al2Cu and Mg2Si precipitates normally present in cast aluminum alloys. The present study was carried out to investigate the effects of Ni (high and low), Mn, Zr, and Sc additions, individually or in combination with other additives, on the microstructure and tensile properties of 354 casting alloy (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) at ambient and at high temperatures (155°C and 300°C) using different holding times at testing temperature. Tensile tests were carried out in the as-cast, solution heat-treated, and aged conditions using different aging temperatures and times. Quality charts were used as an evaluation tool for selecting the optimum conditions to achieve superior tensile properties and optimum quality in 354-type alloys. Nine alloys were prepared using the 354 alloy, comprising a) Stage I alloys – base 354 alloy (G1) and four others (alloys G2 to G5) containing Ni (low) and Zr additions, for testing at room and at high temperature, and b) Stage II alloys comprising the base alloy (G1) and five others (alloys G6 to G10) containing Ni (high), Mn, Sc, Zr, added individually or in combination, and one alloy (G7) containing no copper, which were tested at room temperature. An analysis of the data obtained from microstructural and thermal analyses and tensile tests shows that the tensile behavior of 354-type cast alloys is strongly influenced by the testing temperature and the holding time at temperature prior to testing. The influence of minor additions of Ni and Zr to these alloys on their high temperature performance is controlled by their T6-properties at room temperature. Addition of 0.2wt% Ni and 0.2wt% Zr (alloy G4) improves the T6-tensile properties considerably, compared to the as-cast condition. Addition of 0.4wt% Ni + 0.4wt% Zr (alloy G5) is not sufficient to resist softening at 300°C/100h. Addition of 0.4wt% Ni to alloy 354 (G2 and G5 alloys) leads to a decrease in the tensile properties, attributed to a Ni–Cu reaction that interferes with the formation of Al2Cu strengthening precipitates and affects the age hardening process. The L12 Al3(Zr,Ti) phase, the block-like (Al,Si)2(Zr,Ti) phase, and the needle-like (Al,Si)3(Zr,Ti) phase are the main features observed in the microstructure of alloys G3, G4 and G5 containing 0.2-0.4wt% Zr additions. The presence of Q-Al5Cu2Mg8Si6 phase and Al3Ni phase is observed in samples tested at 300°C after 10 h holding. Holding the tensile samples of T6-treated G1 alloy resulted in a marked increase in the density of precipitated particles, most of the particles maintaining a spherical shape. Also, aging the solutionized alloy at 190°C for 2 h resulted in an increase in the density of the precipitated Al2Cu. Increasing the holding time prior to deformation to 100 h resulted in the change in the morphology of the Al2Cu precipitates into thin platelets distributed in two perpendicular directions. In the Stage II alloys, the main reactions are detected during the solidification of the 354 alloys: formation of the α-Al dendritic network, followed by precipitation of the Al-Si eutectic and post-eutectic β-Al5FeSi; Mg2Si phase; transformation of the β-phase into π-Al8Mg3FeSi6 phase; and finally precipitation of Al2Cu and Q-Al5Mg8Cu2Si6 phases. With 2wt% Ni addition, the formation of Al9FeNi and Al3CuNi phases is observed. In the base 354 alloy, the main phases are restricted to Cu-, Mg-, and Fe-rich intermetallic phases. The Si particle characteristics and volume fraction of intermetallics are influenced by the cooling rate and Mg level, while addition of Fe and/or Mn also has a slight influence (alloy G9). In alloys G8 and G9, Fe, Mn and Ni interact to form new intermetallic phases; an increase in Fe content leads to the formation of polyhedral/star-like sludge particles in addition to the α-Fe script and β-Al5FeSi phases, increasing the volume fraction of intermetallics formed; the presence of the hard sludge particles within the soft α-Al dendrites improves the alloy properties. The secondary dendrite arm spacing (SDAS) does not differ much among the alloys studied. The average SDAS of the as-cast tensile samples of the six alloys was found to be ~18 μm. Solution treatment of Stage II alloys (at 500°C/8h) results in almost complete dissolution of the Al2Cu phase; partial dissolution of the β-Al5FeSi phase, and a high degree of decomposition of the π-phase into β-phase; the Q-Al5Mg8Cu2Si6, α-Fe and sludge particles remain insoluble. Zirconium and Sc react only with Ti, Si and Al to form ZrSi, (Al,Si)2(Zr,Ti), (Al,Si)3(Zr,Ti), Si(Ti,Zr), Al3Zr, and Si(Sc,Zr) phases. The Zr-rich intemetallics appear in two different forms: (a) the block-like (Al,Si)2(Zr,Ti) phase which contains a higher level of Si, and the needle-like (Al,Si)3(Zr,Ti) phase containing a higher level of aluminum. The beneficial effects of Zr, Sc and Ti additions appear in the refining of the α-Al grain size and transforming its morphology from dendritic to non-dendritic type, which reduces the size of the Al2Cu and α-Fe particles. The Zr-containing intermetallics appear to be refined and more uniformly distributed in the matrix in the presence of Sc. Among the Stage II alloys (G6 to G10), solution heat treatment improves the tensile properties and alloy quality of all alloys. The presence of Ni and Zr in G7 alloy (with no Cu), and Sc and Zr in G10 alloy provides further improvement as these alloys show the best Q and YS values. With respect to the addition of Cu and Mg in 354 type alloys, the quality index of the alloy castings is controlled by the net amount by which the strength is increased and the ductility is reduced. Aging treatment of 354-type alloy castings produces a wide range of tensile properties based on the aging temperatures and times applied. Multiple aging peaks are observed in the age-hardening curves of alloys G6 to G10, related to the precipitation sequence which occurs in each alloy. Depending on the required tensile properties, suitable aging conditions may be recommended based on the best possible compromise between strength, quality, and aging time involved in the process. The best combination of properties is achieved after aging at 190°C/2h for all alloys studied, with an exception of alloy G9 that showed the best combination at 190°C/4h. These conditions may therefore be considered as the appropriate T6 treatment for these alloys. Aging at 190°C introduces a technologically useful strategy for this particular alloy system as it provides a significant economic benefit in the form of a noticeable reduction in the aging time required to reach peak strength. The quality charts developed in the course of this study facilitate the interpretation of the tensile properties of 354 alloys, providing a logical evaluation tool for an accurate prediction of the influence of the various metallurgical parameters investigated on the alloys. Based on the quality charts developed, it is possible to make a rigorous selection as to the most suitable parameters to be applied to 354 type alloys so as to obtain the best possible cost-effective compromise between alloy strength and quality.

Les alliages d’aluminium-silicium ont montré de nombreux avantages dans divers domaines de l’ingénierie. Ils ont prouvé être adaptés à l’industrie automobile, marine et aérospatiale pour lesquelles, avec des procédés de fusion et de traitements thermiques adaptés, la fabrication de différentes pièces est possible. Le développement des alliages d’aluminium et l’optimisation des techniques de coulées ont permis d’améliorer les propriétés des alliages et leur intégration fonctionnelle. Ceci permet aux alliages d’aluminium de satisfaire les critères actuels du marché. Bien que l’industrie automobile soit concentrée sur la réduction de la consommation d’essence, le développement ces dernières années des moteurs de haute puissance, à injection direct ainsi qu’à diesel, a entrainé un impact marqué sur la performance des matériaux servant à la fabrication des pistons, ceci due à l’augmentation de la pression de combustion et de la température des pistons. La réduction de poids dans les composants clés des moteurs ainsi qu’une température de service plus haute permettraient des opérations encore plus efficaces. Alors que les pièces coulées d’aluminium-silicium sont généralement limitées à des conditions de services inférieurs à 230°C, les conditions d’opérations des composants automobiles sont souvent à plus haute température. Améliorer les propriétés mécaniques de haute température demande une compréhension des facteurs reliés à une baisse de la résistance des alliages lors de l’augmentation de la température. L’ajout d’éléments de transition de Ni, Zr et Sc pour améliorer la résistance aux hautes températures des alliages d’aluminium est basé sur la production de précipité de Al3Ni, Al3Zr, ou Al3Sc de type L12 cohérent et semi-cohérent, lesquels supportent mieux le vieillissement à haute température, ceci due à une meilleure stabilité à ces mêmes températures en comparaison avec les précipités de Al2Cu et Mg2Si qui sont généralement présents dans les alliages d’aluminium. Cette étude a été réalisée dans le but d’évaluer les effets des ajouts de Ni (à fort ou faible taux), Mn, Zr et Sc, individuellement ou combinés avec d’autres additifs, sur les microstructures et les propriétés de traction, à température ambiante et à haute température, de l’alliage 354 (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) pour un temps de vieillissement plus ou moins long. Les échantillons de traction ont été testés dans des conditions «as-cast», et en utilisant diverses températures de traitement thermique et différents temps de vieillissement. Des diagrammes d’indice de qualité ont été utilisés comme outil d’évaluation pour choisir les conditions optimums devant être appliquées pour obtenir des propriétés de traction supérieures et la meilleure qualité possible pour les alliages 354. Neuf alliages 354 ont été préparés comprenant a) les alliages de l’étape I – alliage 354 de base (G1) et quatre autres (alliages G2 à G5) contenant des ajouts de Ni (faible taux) et de Zr, pour être testé à température ambiante et à haute température et b) les alliages de l’étape II contenant l’alliage de base (G1) et cinq autres (alliages G6 à G10) contenant Ni (fort taux), Mn, Sc, et Zr ajoutés individuellement ou combinés et un alliage (G7) ne contenant pas de cuivre, testé à température ambiante. Une analyse des données obtenues à partir des études microstructurale et thermique ainsi que des essais de traction montrent que le comportement mécanique des alliages 354 est fortement influencé par la température et le temps pendant lequel elle est maintenue avant l’essai. L’influence d’ajout mineur de Ni et Zr à ces alliages sur leur performance à haute température est contrôlée par leurs propriétés T6 à température ambiante. L’ajout de 0.2wt% Ni et 0.2wt% Zr (alliage G4) améliore considérablement les propriétés de traction T6 en comparaison au «as-cast». L’ajout de 0.4wt% Ni + 0.4wt% Zr (alliage G5) à l’alliage 354 n’est pas suffisant pour résister au ramollissement à 300°C/100h. L’ajout de 0.4wt% Ni à l’alliage 354 (alliages G2 et G5) amène une diminution des propriétés de traction. Cette diminution peut être attribuée à une réaction Ni-Cu qui interférerait avec la formation du précipité, renforçant Al2Cu, et affecterait le processus de durcissement par le vieillissement. La phase L12 Al3(Zr,Ti), la phase massive «block-like» (Al,Si)2(Zr,Ti), et la phase aciculaire (Al,Si)3(Zr,Ti) sont les principales caractéristiques observées dans la microstructure des alliages G3, G4 et G5 contenant 0.2-0.4wt% d’ajout de Zr. La présence de la phase Q-Al5Cu2Mg8Si6 et de la phase Al3Ni est observée dans les échantillons traités à 300°C et après plus de 10h de vieillissement. Maintenir pour un temps donné les échantillons de traction de l’alliage G1 traité thermiquement avec la méthode T6 entraine une augmentation marquée de la densité de particules précipitées, la majorité des particules restant de forme sphérique. De plus, vieillir l’alliage mis en solution à 190°C durant deux heures augmente la densité d’Al2Cu précipité. Augmenter la durée du temps de maintien, avant la déformation, à 100h permet de changer la morphologie du précipité Al2Cu en fines plaquettes distribuées selon deux directions perpendiculaires. Dans les alliages de l’étape II, les principales réactions sont détectées durant la solidification de l’alliage 354 soit: la formation de réseau dendritique de α-Al, suivi de la précipitation de des phases eutectique Al-Si et post-eutectique β-Al5FeSi; Mg2Si; la transformation de la phase β en π-Al8Mg3FeSi6; et finalement, la précipitation des phases Al2Cu et Q-Al5Mg8Cu2Si6. Avec un ajout de 2wt% Ni, la formation des phases Al9FeNi et Al3CuNi est observée. Dans l’alliage 354 de base, les principales phases sont restreintes aux phases intermétalliques de Cu, Mg et Fe. Les caractéristiques de la particule Si et le volume de fractions intermétalliques sont influencés par la vitesse de refroidissement et le taux de Mg, alors que l’ajout de Fe et/ou Mn à une faible influence (alliage G9). Dans l’alliage G8 et G9, Fe, Mn, et Ni interagissent pour former de nouvelles phases intermétalliques; une augmentation de la quantité de Fe entraine la formation de particules «sludge» de forme polyédrique et étoilée en plus des phases α-Fe et β-Al5FeSi, augmentant le volume de la fraction intermétallique formée; la présence de particules «sludge» dures dans les dendrites α-Al molles améliore les propriétés de l’alliage. Le deuxième espace du bras dendritique (SDAS) n’est pas très différent dans les divers alliages étudiés. La moyenne SDAS des échantillons de traction « as-cast » des six alliages est d’environ 18 μm. Le traitement en solution des alliages de l’étape II (à 500°C/8h) permet la dissolution presque complète de la phase Al2Cu; la dissolution partielle de la phase β-Al5FeSi, et un fort degré de décomposition de la phase π en phase β; les particules Q-Al5Mg8Cu2Si6, α-Fe et «sludge» restent insoluble. Zr et Sc réagissent uniquement avec Ti, Si et Al pour former les phases ZrSi, (Al,Si)2(Zr,Ti), (Al,Si)3(Zr,Ti), Si(Ti,Zr), Al3Zr, et Si(Sc,Zr). Les phases intermétalliques riche en Zr apparaissent sous deux formes différentes: (a) la phase (Al,Si)2(Zr,Ti) en forme de bloc qui contient plus de silicium, et la phase aciculaire (Al,Si)3(Zr,Ti) contenant plus d’aluminium. Les effets bénéfiques des ajouts de Zr, Sc et Ti se voit à l’affinement de la taille des grains α-Al et à la transformation de leurs morphologie dendritique en non dendritique, ce qui réduit la taille des particules Al2Cu et α-Fe. Les phases intermétalliques contenant Zr semblent être affinées et distribuées de manière plus uniforme dans la matrice en présence de Sc. Dans les alliages de l’étape II (G6 à G10), le traitement thermique améliore les propriétés de traction et la qualité de tous les alliages. La présence de Ni et Zr dans l’alliage G7 (sans Cu) et de Sc et Zr dans l’alliage G10 améliore ces alliages puisqu’ils montrent les meilleures valeurs Q et YS. Concernant l’ajout de Cu et Mg dans l’alliage 354, l’indice de qualité de l’alliage coulé est contrôlé par le taux d’augmentation de la résistance et de la réduction de la ductilité. Le vieillissement des alliages 354 coulés produit un large éventail de propriétés de traction dépendamment des températures et temps de vieillissement. Des pics multiples de vieillissement sont observés le long des courbes de durcissement par le vieillissement des alliages G6 à G10. Ces pics sont reliés à la séquence de précipitation qui a lieu dans chaque alliage. Dépendamment des propriétés de tension requises, des conditions de vieillissement appropriées peuvent être recommandées, basé sur le meilleur compromis entre la résistance, la qualité et le temps de vieillissement impliqués dans le procédé. La meilleure combinaison de propriétés est atteinte après un vieillissement à 190°C/h pour tous les alliages étudiés à l’exception de l’alliage G9 qui montre une meilleure combinaison à 190°C/4h. Ces conditions peuvent donc être considérées comme le traitement T6 le plus approprié pour ces alliages. Un vieillissement à 190°C est une méthode intéressante pour ce système d’alliage en particulier puisqu’elle amène une économie significative par la réduction du temps de vieillissement requis pour atteindre le pic de résistance. Les diagrammes d’indice de qualité développés durant ce projet facilitent l’interprétation des propriétés de traction de l’alliage 354, permettant un outil d’évaluation pour une prédiction précise de l’influence des paramètres métallurgiques étudiés pour ces alliages. Basé sur les diagrammes d’indice de qualité développés, il est possible de faire une sélection rigoureuse des paramètres les plus appropriés devant être appliqués aux alliages 354 et d’obtenir le meilleur compromis entre la résistance et la qualité de l’alliage.