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

Résumé

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.