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

Résumé

Many alloys have been developed over the years to meet the requirements of different applications. In the automotive industry, lightweight aluminum casting alloys, among them Al-Si and Al-Cu based alloys, are replacing ferrous-based materials in cylinder heads and engine blocks. Accordingly, new alloys and heat treatments continue to be developed as new needs and challenges arise to meet the demands for reduced fuel consumption and high temperature performance of modern engine components. The present study was undertaken to investigate the mechanical properties of a newly developed aluminum Al-6.5%Cu based alloy, coded HT200, and to determine how these properties could be further improved using grain refinement and heat treatment. The effects of different heat treatments and alloying additions on the ambient and high temperature tensile properties were examined. Three alloys were used: the base HT200 alloy (coded A), and two others, containing 0.15% Ti + 0.15%Zr, and 0.15% Ti + 0.15%Zr + 0.5%Ag additions (coded B and C, respectively). The properties of the three HT200 alloys were compared with those of 319 (coded D) and 356 (coded E) alloys, subjected to the same heat treatment conditions. Based on their extensive use in the automotive industry, the 319 and 356 alloys were taken as reference alloys, for comparing the performance of the new alloy with respect to these two alloys, to determine its suitability as a good alternative alloy for automotive applications. Melts of the HT200, 319 and 356 alloys were prepared, following the usual melting and casting procedures, and the specified alloying additions made. Thermal analysis experiments were carried out to determine the solidification behavior. The hot tearing susceptibility of the HT200 alloys was also examined. Tensile test bars were prepared using an ASTM B-108 permanent mold. The as-cast bars were heat treated using twelve different heat treatment conditions, employing solution treatment times of 4 h and 8 h for the HT200 alloys, and six heat treatments using 8 h solution time for the 319 and 356 alloys. Tensile tests were carried out at ambient (25 ᵒC) and elevated temperature (250 ᵒC), using a strain rate of 4 x 10-4 s-1, employing an MTS Servohydraulic mechanical testing machine for the room temperature testing and an Instron Universal testing machine for the elevated temperature tests. Microstructures were examined using optical and scanning electron microscopy to determine the phases and intermetallics present in the structure and the precipitates formed. The tensile properties (UTS, YS and %El) obtained were analyzed using statistical analysis and quality charts using the quality index concept to determine the optimum alloy composition-heat treatment condition for best tensile properties. The results showed that while melt superheating of the HT200 alloy A (from 750 C to 830 C pouring temperature) decreased the alloy sensitivity to hot cracking. Addition of grain refiners as in alloys B and C and controlling the mold temperature were effective in improving the alloy resistance to hot tearing, resulting in a crack-free casting. At the high cooling rate of 8°C/s obtained with the tensile test bar castings, the average grain size in alloy A was found to be about 85 μm, compared to 350 μm reported for samples solidified at 0.8°C/s (from thermal analysis castings). A combined high solidification rate with proper grain refining resulted in a grain size of approximately 50 μm in alloy B. In the as-cast condition, the HT200, 319 and 356 alloys exhibited UTS, YS and %El values of 283.45 MPa, 227.3 MPa and 2.2% (alloy A), 308.2 MPa, 213.5 MPa and 2.6% (alloy D) and 214.6 MPa, 140 MPa and 2.85% (alloy E). The strength of the HT200 alloys improved significantly with heat treatment. Optimum room temperature tensile properties (UTS, YS, %El) and Q-values for the five alloys and the corresponding T6 heat treatment conditions which provided these properties are: 372.76 MPa, 297.3 MPa, 1.24%, 387.0 MPa (alloy A-S4WA1); 388.6 MPa, 292.24 MPa, 3.1%, 463.2 MPa (alloy B-S8WA2); 352 MPa, 274.86 MPa, 2.9%, 420.86 MPa (alloy C-S8WA1); 354.8 MPa, 324.36 MPa, 1.2%, 366.54 MPa (alloy D-S8WA2); 346.5 MPa, 298.5 MPa, 1.0%, 349.6 MPa (alloy E-S8WA2). Among the HT200 alloys, alloy B in the S8WA2 (T6) heat-treated condition provided the optimum composition-heat treatment condition. The enhancement in properties is due to precipitation of ultra-fine particles of the θ-Al2Cu phase, as well as the grain refining. For the tensile data obtained at 250 C, the HT200 alloy showed lower properties than the 319 and 356 alloys in the as-cast and solution treated conditions. The higher strengths observed in the latter alloys is attributed to the strengthening effects resulting from their higher Si content. With regard to alloy C, while the addition of Ag did not produce any improvement in strength properties of the HT200 alloy at room temperature, in the high temperature tests, the yield strength improved by about 17%. Optimum high temperature tensile properties and Q-values for the five alloys investigated and the corresponding heat treatment conditions which provided these properties are: 281.2 MPa, 280.2 MPa, 1.97%, 325.3 MPa (alloy A-S8WA2); 307.9 MPa, 303.9 MPa, 2.3%, 361 MPa (alloy B-S8WA2); 276 MPa, 274.9 MPa, 3.2%, 351.9 MPa (alloy CS8WA2); 309.1 MPa, 304.9 MPa, 2.8%, 375.6 MPa (alloy D-S8WA1); 282.6 MPa, 281.5 MPa, 2.4%, 338.7 MPa (alloy E-S8WA1). Alloy B in the S8WA2 (T6) heat-treated condition is considered the optimum alloy composition/heat treatment condition. As alloy B gives the best overall performance across the range of heat treatments employed with respect to the HT200 alloys at both room and elevated temperatures, with properties comparable to those of 319 and 356 alloys, it may be considered as a very suitable alternate for use in automotive applications.

Au fil des années, de nombreux alliages ont été développés pour répondre aux exigences des différentes applications. Dans l’industrie automobile, les alliages légers destinés à la fonderie d’aluminium, notamment ceux a base d’Al-Si et d’Al-Cu, remplacent les matériaux a base ferreuse dans les culasses et les blocs moteurs. En conséquence, de nouveaux alliages et traitements thermiques continuent à être développés au fur et à mesure que de nouveaux besoins et défis se présentent pour répondre aux demandes de réduction de la consommation de carburant et de performances à haute température des composants de moteur modernes. La présente étude visait à étudier les propriétés mécaniques d'un nouvel alliage à base d'aluminium Al-6,5% Cu, portant le code HT200, et à déterminer comment ces propriétés pourraient être améliorées à l'aide du raffinage du grain et du traitement thermique. Les effets de différents traitements thermiques et additions d'alliages sur les propriétés de traction aux températures ambiante et à haute température ont été examinés. Trois alliages ont été utilisés: l'alliage de base HT200 (code A) et deux autres, contenant 0,15% de Ti + 0,15% de Zr et 0,15% de Ti + 0,15% de Zr + 0,5% d'Ag (codes respectivement B et C). Les propriétés des trois alliages HT200 ont été comparées à celles des alliages 319 (code D) et 356 (code E), soumis aux mêmes conditions de traitement thermique. Sur la base de leur utilisation intensive dans l'industrie automobile, les alliages 319 et 356 ont été pris comme alliages de référence pour comparer les performances du nouvel alliage par rapport à ces deux alliages, afin de déterminer sa pertinence en tant que remplacement adéquat pour les applications automobiles. Les alliages HT200, 319 et 356 ont été fondus en suivant les procédures habituelles de fusion, de coulée et les additions d'alliage spécifiées ont été effectuées. Des expériences d'analyse thermique ont été réalisées pour déterminer le comportement de solidification. La susceptibilité à la déchirure à chaud des alliages HT200 a également été examinée. Les barres d'essai de traction ont été préparées en utilisant un moule permanent ASTM B-108. Les barres telles que coulées ont été traitées thermiquement en utilisant douze conditions de traitement thermique différentes, en utilisant des temps de traitement en solution de 4 h et 8 h pour les alliages HT200, et six traitements thermiques en utilisant un temps de mise en solution de 8 h pour les alliages 319 et 356. Des essais de traction ont été effectués à température ambiante (25 °C) et a température élevée (250 °C), en utilisant une vitesse de déformation de 4 x 10-4 s-1, en utilisant une machine d'essais mécanique servohydraulique MTS pour les essais de température ambiante et un essai Instron Universal machine pour les tests de température élevée. Les microstructures ont été examinées par microscopie optique et électronique à balayage pour déterminer les phases et les intermétalliques présents dans la structure et les précipites formes. Les propriétés de traction (UTS, YS et% El) obtenues ont été analysées à l'aide d'une analyse statistique et de diagrammes de qualité utilisant le concept d'indice de qualité afin de déterminer la condition optimale de traitement de la composition de l'alliage-traitement thermique pour obtenir les meilleures propriétés de traction. Les résultats ont montré que la surchauffe de l’alliage HT200 A pendant la fusion (température de coulée de 750 °C à 830 °C) diminuait la sensibilité de l’alliage au craquage à chaud. L'ajout d'affineurs de grains comme dans les alliages B et C et le contrôle de la température du moule ont permis d'améliorer efficacement la résistance de l'alliage a la déchirure à chaud, ce qui a permis d'obtenir une pièce sans fissures. A la vitesse de refroidissement élevée de 8 °C / s obtenue avec les échantillons de barreaux d’essai de traction, la taille moyenne des grains dans l’alliage A était d’environ 85 μm, contre 350 μm pour les échantillons solidifiés a 0,8 °C / s analyses thermiques). Un taux de solidification élevé combiné à un affinage approprie des grains, a donné une taille de grain d’environ 50 μm dans l’alliage B. A l'état brute de coule, les alliages HT200, 319 et 356 présentaient des valeurs UTS, YS et% El de 283,45 MPa, 227,3 MPa et 2,2% (alliage A), 308,2 MPa, 213,5 MPa et 2,6% (alliage D) et 214,6 MPa, 140 MPa et 2,85% (alliage E). La résistance des alliages HT200 s'est améliorée de manière significative avec le traitement thermique. Les propriétés optimales de traction a la température ambiante (UTS, YS,% El) et les valeurs Q pour les cinq alliages et les conditions de traitement thermique T6 correspondantes donnant ces propriétés sont: 372,76 MPa, 297,3 MPa, 1,24%, 387,0 MPa (alliage A-S4WA1 ) 388,6 MPa, 292,24 MPa, 3,1%, 463,2 MPa (alliage B-S8WA2); 352 MPa, 274,86 MPa, 2,9%, 420,86 MPa (alliage C-S8WA1); 354,8 MPa, 324,36 MPa, 1,2%, 366,54 MPa (alliage D-S8WA2); 346,5 MPa, 298,5 MPa, 1,0%, 349,6 MPa (alliage E-S8WA2). Parmi les alliages HT200, l'alliage B dans la condition de traitement thermique S8WA2 (T6) a fourni la condition optimale de traitement thermique de la composition. L'amélioration des propriétés est due à la précipitation de particules ultrafines de la phase θ-Al2Cu, ainsi qu'à l'affinage du grain. Pour les données de traction obtenues à 250 °C, l'alliage HT200 présentait des propriétés inférieures à celles des alliages 319 et 356 dans les conditions brutes de coulée et de traitement en solution. Les résistances plus élevées observées dans ces derniers alliages sont attribuées aux effets de renforcement résultant de leur teneur plus élevée en Si. En ce qui concerne l'alliage C, bien que l'ajout d’Ag n'ait entraine aucune amélioration des propriétés de résistance de l'alliage HT200 a la température ambiante, lors des essais à haute température, la limite d'élasticité s'est améliorée d'environ 17%. Les propriétés optimales de résistance à la traction à haute température et les valeurs Q pour les cinq alliages étudiés et les conditions de traitement thermique correspondantes fournissant ces propriétés sont: 281,2 MPa, 280,2 MPa, 1,97%, 325,3 MPa (alliage AS8WA2); 307,9 MPa, 303,9 MPa, 2,3%, 361 MPa (alliage B-S8WA2); 276 MPa, 274,9 MPa, 3,2%, 351,9 MPa (alliage C-S8WA2); 309,1 MPa, 304,9 MPa, 2,8%, 375,6 MPa (alliage DS8WA1); 282,6 MPa, 281,5 MPa, 2,4%, 338,7 MPa (alliage E-S8WA1). L'alliage B dans l'état traite thermiquement S8WA2 (T6) est considéré comme l'état optimal de composition d'alliage / traitement thermique. Étant donné que l'alliage B offre les meilleures performances globales dans la gamme de traitements thermiques utilises pour les alliages HT200, à la fois aux températures ambiantes et élevées, avec des propriétés comparables à celles des alliages 319 et 356, il peut être considéré comme une solution de remplacement très appropriée dans les applications automobiles.