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

Résumé

In recent years, aluminum and aluminum alloys have been widely used in automotive and aerospace industries. Among the most commonly used cast aluminum alloys are those belonging to the Al-Si system. Due to their mechanical properties, light weight, excellent castability and corrosion resistance, these alloys are primarily used in engineering and in automotive applications. The more aluminum is used in the production of a vehicle, the less the weight of the vehicle, and the less fuel it consumes, thereby reducing the amount of harmful emissions into the atmosphere. The principal alloying elements in Al-Si alloys, in addition to silicon, are magnesium and copper which, through the formation of Al2Cu and Mg2Si precipitates, improve the alloy strength via precipitation hardening following heat treatment. However, most Al-Si alloys are not suitable for high temperature applications because their tensile and fatigue strengths are not as high as desired in the temperature range 230-350°C, which are the temperatures that are often attained in automotive engine components under actual service conditions. The main challenge lies in the fact that the strength of heat-treatable cast aluminum alloys decreases at temperatures above ~200°C. The Mg2Si and Al2Cu precipitates that maintain the high strength of the alloy usually coarsen or dissolve at temperatures above 150°C, resulting in reduced high temperature performance and consequently limited practical applications. Most Al-Si cast alloys to date are intended for applications at temperatures no higher than about 230°C. The strength of alloys under high temperature conditions is improved by obtaining a microstructure containing thermally stable and coarsening-resistant intermetallics, which may be achieved with the addition of Ni. Zr and Sc. Nickel leads to the formation of nickel aluminide Al3Ni and Al9FeNi in the presence of iron, while zirconium forms Al3Zr. These intermetallics improve the high temperature strength of Al–Si alloys. Some interesting improvements have been achieved by modifying the composition of the base alloy with additions of Mn, resulting in an increase in strength and ductility at both room and high temperatures. The principle effects that can be obtained by adding scandium to aluminium alloys are grain refinement and precipitation hardening from Al3Sc particles. Addition of Zr together with Sc is found to improve alloy strength and coarsening resistance. Al-Si-Cu-Mg alloys such as the 354 (Al-9wt%Si-1.8wt%Cu-0.5wt%Mg) alloys show a greater response to heat treatment as a result of the presence of both Mg and Cu. These alloy types display excellent strength values at both low and high temperatures. Additions of Zr, Ni, Mn and Sc would be expected to maintain the performance of these alloys at still higher temperatures. The present study was thus carried out to investigate the effect of Zr, Ni, Mn, and Sc additions, individually or in combination, on the microstructure and tensile properties of 354 casting alloy at ambient and at high temperature (250°C) using different holding times at testing temperature. Six alloys were prepared using 0.2 wt% Ti grain-refined 354 alloy, comprising alloy R (354 + 0.25wt% Zr) considered as the base or reference alloy, and five others, viz., alloys S, T, U, V, and Z containing various amounts of Ni, Mn, Sc and Zr, added individually or in combination. For comparison purposes, another alloy L was prepared from 398 (Al-16%Si) alloy, reported to give excellent high temperature properties, to which the same levels of Zr and Sc additions were made, as in alloy Z. Tensile test bars were prepared from the different 354 alloys using an ASTM B-108 permanent mold. The test bars were solution heat treated using a one-step or a multi-step solution heat treatment, followed by quenching in warm water, and then artificial aging employing different aging treatments (T5, T6, T62 and T7). The one-step (or SHT 1) solution treatment consisted of 5 h @ 495 °C) and the multi-step (or SHT 2) solution treatment comprised 5 h @ 495°C + 2 h @ 515°C + 2 h @ 530°C. Tensile testing of the as-cast and heat-treated test bars was carried out at room temperature using a strain rate of 4 x 10-4s-1. Five test bars were used per alloy composition/condition. In this case, the test bars were tested with or without prior stabilization for 200 h at 250 °C. The high temperature tensile testing was carried out at 250 °C, where the test bars were stabilized for 1 h and 200 h at 250 °C prior to testing. Thermal analysis of the various 354 alloy melts was carried out to determine the sequence of reactions and phases formed during solidification under close-to-equilibrium cooling conditions. The main reactions observed comprised formation of the α-Al dendritic network at 598°C followed by precipitation of the Al-Si eutectic and post-eutectic β-Al5FeSi phase at 560°C; Mg2Si phase and transformation of the β-phase into π-Al8Mg3FeSi6 phase at 540°C and 525°C; and lastly, precipitation of Al2Cu and Q-Al5Mg8Cu2Si6 almost simultaneously at 498°C and 488°C. As a result of the low solidification rate of the thermal analysis castings, and a Zr content of 0.25 wt%, all Zrcontaining alloys are located in the L + Al3Zr region of the Al-Zr phase diagram during the melting stage. Three main reactions are detected with the addition of Ni, i.e., the formation of AlFeNi, AlCuNi and AlSiNiZr phases. Larger sizes of AlFeNi and AlCuNi phase particles were observed in T alloy with its higher Ni content of 4 wt%, when compared to those seen in S alloy at 2% Ni content. Mn addition in Alloy U helps in reducing the detrimental effect of the β-iron phase by replacing it with the less-detrimental Chinese script α-Al15(Fe,Mn)3Si2 phase and sludge particles. The Sc-intermetallic phases observed in this study appeared in two different forms: (Al,Ti)(Sc,Zr) and (Al,Si)(Sc,Zr,Ti). With the use of the multi-step solution treatment – involving higher solution temperatures and longer durations, an increased amount of incipient melting is expected to occur. Coarsening of the Si particles is also observed; with larger particles growing bigger at the expense of smaller ones. Primary Si particles are observed in the microstructure of the hypereutectic alloy L with its high Si content of 16 wt%. The tensile data showed that UTS and percent elongation of R, S, T, U, V and Z alloys increased in the one-step solution heat-treated condition compared to the as-cast case. The multistep solution heat treatment displayed higher tensile properties than those achieved with SHT 1 treatment. The use of the T62 treatment, incorporating the SHT 2, allows for maximum dissolution of the copper phases in the multiple stages of solution treatment, resulting in the greatest improvement in both UTS and YS. Without stabilization, T6 and T62 treatments provide the best improvements in both UTS and YS values of all alloys. The best tensile properties of alloys tested at room temperature after stabilization at 250°C for 200 h are obtained with the T6 heat treatment. After T62 treatment, Alloy U (containing 0.75wt% Mn + 0.25wt% Zr) showed the maximum increase in UTS and YS values. The addition of Zr, Ni, Mn and Sc to Al-Si alloys improves the high temperature tensile properties of the 354 alloy. Alloy S (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) and alloy U (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) perform better in case of high temperature conditions, with one hour stabilization at 250°C. After 200 hours stabilization at 250°C, the strength of the T6-treated alloys is reduced considerably, while the ductility is increased, with alloy R showing the highest percent elongation, ~19%, followed by Z alloy with a ductility of ~16%. The reduction in strength may be attributed to the alloy softening which occurs after such long stabilization time at the high testing temperature. Although the T6-treated L alloy displays good strength values, in comparison with the 354 alloys at the same high temperature testing conditions, its ductility is ~2.45% compared to alloy S which produces similar tensile strength but has a ductility of ~6.5%. The reduction in strength may be attributed to the alloy softening which occurs after such long stabilization time at the high testing temperature.

Au cours des dernières années, l'aluminium et les alliages d'aluminium ont été largement utilisés dans l’industrie de l'automobile et de l'aérospatiale. Parmi les alliages d'aluminium coulé les plus couramment utilisés, figurent ceux appartenant au système Al-Si. En raison de leurs propriétés mécaniques, de leur légèreté, de leur excellente coulabilité et de leur résistance à la corrosion, ces alliages sont principalement utilisés dans l'ingénierie et dans les applications automobiles. Plus l'aluminium est utilisé dans la production d'un véhicule, plus le poids de celui-ci est diminué et contribue à diminuer sa consommation de carburant, réduisant ainsi la quantité d'émissions nocives dans l'atmosphère. Les principaux éléments d'alliage dans les alliages Al-Si, en plus du silicium, sont le magnésium et le cuivre. Ceux-ci améliorent la résistance à l'alliage par le phénomène de durcissement par précipitation suite au traitement thermique, grâce à la formation de précipités Al2Cu et Mg2Si. Cependant, la plupart des alliages Al-Si ne conviennent pas aux applications à haute température, car leur résistance à la traction et à la fatigue ne sont pas aussi élevées que souhaitées dans la plage de température 230-350 ° C, qui est la plage de températures souvent atteinte dans les composants du moteur automobile en service. Le principal défi réside dans le fait que la résistance des alliages d'aluminium moulé traitable thermiquement diminue à des températures supérieures à ~200 ° C. Les précipités de Mg2Si et Al2Cu qui maintiennent la résistance élevée de l'alliage habituellement grossissent ou se dissolvent à des températures supérieures à 150 ° C, ce qui entraîne une réduction des performances à haute température et par conséquent limite les applications pratiques. La plupart des alliages moulés Al-Si à ce jour sont destinés pour des applications à des températures qui ne dépassent pas environ 230 ° C. La résistance des alliages dans des conditions à haute température est améliorée grâce à l'obtention d'une microstructure contenant des intermétalliques thermiquement stables et résistants au grossissement, ce qui peut être obtenu avec l'addition de Ni. Zr et Sc. Le nickel conduit à la formation d'aluminiure de nickel Al3Ni et Al9FeNi en présence de fer. Tandis que le zirconium lui, forme des particules d’Al3Zr. Ces intermétalliques améliorent la résistance à la température élevée des alliages Al-Si. Certaines améliorations intéressantes ont été réalisées en modifiant la composition de l'alliage de base avec des additions de Mn. Ce qui entraîne une augmentation de la résistance et de la ductilité à la fois, à température ambiante et à haute température. Les principaux effets qui peuvent être obtenus en ajoutant du scandium aux alliages d'aluminium sont le raffinement du grain et le durcissement par précipitation à partir de particules Al3Sc. L'ajout de Zr avec le Sc ce traduit par une amélioration de la résistance d’alliage et la résistance au grossissement des précipités de durcissement dans la microstructure. Les alliages d'Al-Si-Cu-Mg tels que les alliages 354 (Al-9% Si-1,8% Cu-0,5% Mg, en poids) montrent une plus grande réponse au traitement thermique en raison de la présence de Mg et de Cu. Ces types d'alliage présentent d'excellentes valeurs en résistance aux températures basses et hautes. Les ajouts de Zr, Ni, Mn et Sc devraient maintenir la performance de ces alliages à des températures encore plus élevées. La présente étude a donc été réalisée pour étudier les effets des ajouts de Zr, Ni, Mn et Sc, individuellement ou en combinaison, sur la microstructure et les propriétés de traction de l'alliage de fonderie 354 à température ambiante et à haute température (250 °C) en utilisant différentes temps de maintien à la température de test. Nous avons préparé six alliages, en utilisant l'alliage 354 raffiné au Ti 0,2% en poids, comprenant l'alliage R (354 + 0,25% en poids de Zr) considéré comme l'alliage de base ou de référence et cinq autres, à savoir les alliages S, T, U, V et Z contenant diverses quantités de Ni, Mn, Sc et Zr, ajoutés individuellement ou en combinaison. À des fins de comparaison, un autre alliage (L) a été préparé à partir d'alliage 398 (Al-16% Si), rapporté pour donner d'excellentes propriétés à haute température, auxquelles ont été réalisés les mêmes niveaux d'ajouts de Zr et Sc, comme dans l'alliage Z. Des barreaux de traction, en utilisant un moule permanent ASTM B-108, ont été préparés à partir des différents alliages 354. Les barres d'essai ont été traitées par mise en solution, en utilisant un traitement thermique à une étape ou à plusieurs étapes, suivi de la trempe dans l’eau tiède, puis un vieillissement artificiel en utilisant différents traitements de vieillissement (T5, T6, T62 et T7). Le traitement de mise en solution à une étape (ou SHT 1), était établie à une durée de 5 h à 495 °C et le traitement de mise en solution à plusieurs étapes (ou SHT 2), comprenait 5 h à 495 ° C, suivi de + 2 h à 515 ° C et terminé par + 2 h à 530 ° C. Les essais de traction avec les barres d'essai brut de coulé et traités thermiquement ont été effectués à température ambiante à l'aide d'un taux de déformation de 4 x 10-4s-1. Cinq barres d'essai ont été utilisées par composition/condition thermique d'alliage. Dans ce cas, les barres d'essai ont été testées avec ou sans stabilisation préalable pendant 200 h à 250 °C. Les essais de traction à haute température ont été effectués à 250 °C, où les barres d'essai ont été stabilisées pendant 1 h et 200 h à 250 ° C avant l'essai. Les analyses thermiques des différents alliages 354 ont été réalisées pour déterminer la séquence de réactions et de phases formées lors de la solidification dans des conditions de refroidissement proches de l'équilibre. Les principales réactions observées comprenaient la formation du réseau dendritique α-Al à 598 °C, suivie de la précipitation de la phase eutectique Al-Si et la phase β-Al5FeSi post-eutectique à 560°C; la phase Mg2Si et la transformation de la phase βen phase π-Al8Mg3FeSi6 à 540 °C et 525 °C; et enfin, la précipitation de Al2Cu et Q-Al5Mg8Cu2Si6 presque simultanément à 498 °C et 488 °C. En raison du faible taux de solidification des pièces moulées durant l’analyse thermique et d'une teneur en Zr de 0,25% en poids, tous les alliages contenant du Zr sont situés dans la région L + Al3Zr du diagramme de phase Al-Zr pendant l'étape de fusion. Trois réactions principales sont détectées avec l'addition de Ni, c'est-à-dire la formation de phases AlFeNi, AlCuNi et AlSiNiZr. De plus grandes tailles de particules de phase AlFeNi et AlCuNi sont observées dans l'alliage T avec sa teneur en Ni supérieure de 4% en poids, par rapport à celles observées dans l'alliage S à 2% de teneur en Ni. L'ajout de Mn dans l'alliage U contribue à réduire les effets néfastes de la phase β-fer en le remplaçant par les phases intermétalliques du fer en forme script chinoise et de boues α-Al15(Fe,Mn)3Si2. Les phases intermétalliques du Sc observées dans cette étude apparaissent sous deux formes différentes: (Al, Ti) (Sc, Zr) et (Al, Si) (Sc, Zr, Ti). Avec l'utilisation du traitement en solution multi-étapes - impliquant des températures de solution plus élevées et des durées plus longues, une quantité accrue de fusion initiale devrait se produire. Le grossissement des particules de Si est également observée; les particules plus grandes augmentant aux dépens des plus petites. Des particules primaires de Si sont observées dans la microstructure de l'alliage hypereutectique L avec sa teneur élevée en Si de 16% en poids. Les données de traction ont montré que l'UTS et le pourcentage d'allongement des alliages R, S, T, U, V et Z augmentaient avec le traitement thermique de mise en solution à une étape par rapport à l'état brut de coulé. Le traitement thermique de mise en solution multi-étapes a montré des propriétés de traction plus élevées que celles obtenues avec le traitement SHT 1. L'utilisation du traitement T62, en incorporant le traitement en solution SHT 2, permet une dissolution maximale des phases de cuivre dans les multi-étapes du traitement de mise en solution, ce qui entraîne une amélioration maximale pour les UTS et YS. Sans stabilisation, les traitements T6 et T62 fournissent les meilleures améliorations pour les valeurs UTS et YS de tous les alliages. Les meilleures propriétés de traction des alliages testés à température ambiante après stabilisation à 250 °C pendant 200 h, sont obtenues avec le traitement thermique T6. Après le traitement T62, l’alliage U (contenant 0,75% en poids de Mn + 0,25% en poids de Zr) a montré l'augmentation maximale des valeurs UTS et YS. L'ajout d’élément d'alliages tel que Zr, Ni, Mn et Sc à un alliage 354 (Al-Si) améliore les propriétés de traction à haute température. L'alliage S (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) et l'alliage U (Al 354 + 0.25wt% Zr + 2wt% Ni) se comportent mieux en cas de conditions à haute température, avec une stabilisation d'une heure à 250 °C. Après 200 heures de stabilisation à 250 °C, la résistance des alliages traités avec T6 est considérablement réduite tandis que la ductilité augmente, l'alliage R représentant le pourcentage d'allongement le plus élevé, ~19%, suivi de l'alliage Z avec une ductilité de ~16%. La réduction de la résistance peut être attribuée à l'adoucissement de l'alliage, qui se produit après un aussi long temps de stabilisation à la température de test élevée. Bien que l'alliage L traité avec T6 affiche de bonnes valeurs de résistance, par rapport aux alliages 354 aux mêmes conditions de test à haute température, sa ductilité est de ~2,45% par rapport à l'alliage S qui produit une résistance à la traction similaire mais a une ductilité de ~6,5%. La réduction de la résistance peut être attribuée à l'adoucissement de l'alliage qui se produit après un si long temps de stabilisation à la température de test élevée.