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

Résumé

Avec leurs caractéristiques de basse masse volumique, de bas point de fusion, d'excellente coulabilité et de bonne résistance à la corrosion, les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont intensivement utilisés dans les applications d'automobiles. Les pièces produites à partir de ces alliages s'étendent dans plusieurs utilisations, à savoir, des blocs de moteur, des culasses et des roues.

Deux des alliages commerciaux les plus populaires utilisés dans de telles applications sont les alliages de type A3 5 6 et 319, appartenant respectivement aux systèmes Al-Si-Mg et Al-Si-Cu. La qualité et les propriétés des pièces coulées sont déterminées par la qualité de leur microstructure, commandée par de divers paramètres tels que l'espace interdendritique (DAS, contrôlé lui même par le taux de solidification), le degré de modification de silicium eutectique et le degré d'affinage de grain, et la quantité de microporosités, d'intermétalliques et d'inclusions observées dans la microstructure. Parmi ces derniers facteurs, le taux de solidification est le plus important, car il affecte directement ou indirectement presque tous les autres paramètres microstructuraux.

La modification de la morphologie du silicium eutectique de la forme aciculaire à une forme fibreuse est habituellement effectuée par l'addition du strontium (Sr) pour améliorer la ductilité de l'alliage. Les intermétalliques qui sont présents généralement en ces alliages sont les intermétalliques du fer B-Al5FeSi et a-Al5(Fe, Mn)3Si2, plaquettes, Mg2Si et, dans le cas des alliages 319, les intermétalliques de cuivre, CuAl2. En raison de leur fragilité, les intermétalliques de fer dont la nature est sous forme de plaquettes peuvent être tout à fait délétères aux propriétés de l'alliage, de même la présence de la porosité, en particulier en termes de qualité extérieure et solidité.

Le but du travail actuel est d'étudier les paramètres métallurgiques contrôlant l'évolution microstructurale dans les alliages de type Al-Si-Mg et Al-Si-Cu, à l'aide de la détermination des caractéristiques microstructurales des alliages de type A356 et 319 directionnellement solidifiés en fonction de la teneur du fer, de l'addition du Sr (250 ppm) et de taux de refroidissement. Les teneurs en fer choisies varient de 0.12 (% en poids) à 0.8 (% en poids), et couvrent la gamme des niveaux de Fe trouvée dans les alliages commerciaux. L'utilisation d'un moule d'extrémité froide a fourni différents taux de refroidissement le long de la taille de la même pièce coulée, les valeurs de DAS qui ont changé de ~ 23 à 85 um, correspondant aux niveaux de 5, 10, 30, 50 et 100 mm au-dessus de l'extrémité froide.

Les effets de ces variables sur la précipitation de la phase de B-Al5FeSi, les caractéristiques de la structure dendritique a-Al, la modification du silicium eutectique et la formation de porosité ont été examinés en détail. Diverses techniques ont été employées pour la caractérisation microstructurale et l'identification des phases, y compris le microscope électronique optique et de balayage, la microsonde électronique a couplés avec des rayons X d'énergie dispersive (EDX), la spectroscopie de longueur d'onde (WDS), ainsi que l'analyse thermique. Un analyseur d'image a été utilisé en même temps que le microscope optique pour la quantification.

Une analyse des résultats obtenus prouve que la quantité de fer présente dans l'alliage affecte la taille des plaquettes de B-Al5FeSi et de leur distribution, en particulier avec un faible taux de refroidissement. L'addition du strontium mène à la fragmentation de ces (3-plaquettes co-eutectiques ou post-eutectiques. Cet effet diminue avec l'augmentation de la concentration en fer, et davantage d'addition de strontium mène à la précipitation des particules de type Al2Si2Sr, au lieu de fragmenter les plaquettes de fer.

On observe un minimum de porosité dans les alliages dont le pourcentage en poids de fer est de ~ 0.4 (cas de l'alliage 319) et de ~ 0.4 ou 0.6 (cas de l'alliage 356) dû aux améliorations de la fluidité d'alliage. Avec l'augmentation du contenu de fer au dessus de ces niveaux, la porosité est également augmentée, en raison de l'augmentation de la taille des plaquettes de fer et de l'obstacle accru dans le métal fondu. La porosité observée à n'importe quel niveau donné de fer est la résultante de la concurrence entre ces deux facteurs, c.-à-d., fluidité et taille de B-plaquettes, et dépend de la perméabilité des régions interdendritiques. Bien que les branches de la phase B-Al5FeSi mène à la formation de porosité, ces mêmes plaquettes, d'autre part, limitent également la croissance des pores. En général, le pourcentage de porosité, l'aire maximum et la longueur maximale de pore augmentent avec l'augmentation des longueurs moyennes des plaquettes du B-Al5FeSi dans les alliages 356 et 319.

Dans les alliages modifiés par le strontium, la formation de porosité est fréquemment associée aux oxydes de strontium (des particules ou films), aussi bien qu'aux plaquettes de B-Al5FeSi. Ces oxydes (avec une composition stoechiométrique proche de Al2SrO3) sont formés pendant la coulée du métal liquide, et ce est dû à l'affinité élevée de l'oxygène du strontium, et sont difficiles à s'enlever par l'intermédiaire d'un dégazage. La morphologie du pore (ronde ou irrégulière) est déterminée par la forme de l'oxyde, à savoir, particules ou films épais très bien dispersés. Des pores ronds sont également observés entourés par des régions eutectiques d'Al-Si. Les films d'oxyde d'aluminium emprisonnés dans le métal fondu mènent à la formation des pores plus bruts et plus profonds que ceux formés d'oxydes de strontium. Ces pores peuvent également être liés l'un avec l'autre, et sont caractérisés par la présence du métal solidifié emprisonné dans les films d'oxyde d'aluminium, près de la périphérie. La forme de ces pores est commandée par la quantité de gaz emprisonné avec les pores pendant la solidification. Les oxydes d'aluminium et de strontium agissent également en tant que des emplacements ou sites favorables pour la précipitation d'autres microconstituants, comme par exemple, la phase de B-Al5FeSi.

Pour des mêmes concentrations en fer et des conditions de taux de refroidissement, les alliages de type 319 montrent des pores de plus grandes tailles que ceux dans les alliages de types 356, et ce est dû à leur plus long temps de solidification. En ce qui concerne la dimension particulaire de silicium, le temps de solidification est aussi important que l'addition de strontium dans les alliages contenant un grand nombre d'éléments d'alliage (à savoir, 319 contre alliage 356). La modification de strontium s'avère plus efficace dans l'alliage 356 que dans l'alliage 319, en raison de la différence dans tout le temps de solidification.

L'addition des éléments d'alliage tels que le magnésium et le cuivre aux alliages d'Al-7%Si, comme aussi l'addition du strontium, diminue la température de solidification silicium eutectique. Dans les alliages modifiés par le strontium, la phase dendritique primaire a-Al change de forme, à savoir, des rangées parallèles à une structure equiaxe, avec des longueurs de dendrites primaires plus courtes. Les longueurs des dendrites secondaires sont commandées par le rejet des atomes de corps dissous devant les dendrites croissantes pendant la solidification. Plus la teneur en éléments d'alliage est élevée (cas de l'alliage 319), plus la taille de cellules de dendrite est petite.

Le fer Fe aide à modifier les particules eutectiques de silicium dans les alliages non modifiés, en particulier à bas taux de refroidissement. Plus le niveau de fer est élevé, plus les particules de silicium sont fines. Dans les alliages modifiés par le strontium, la présence du fer équilibre l'augmentation de la dimension particulaire de silicium avec l'augmentation de DAS, c.-à-d., diminution du taux de refroidissement, ayant pour résultat plus ou de moins de dimensions particulaires uniformes de silicium, indépendamment de la composition en alliage (c.-à-d., alliage 356 ou 319). Le silicium précipite sur les plaquettes de B-Al5FeSi, que ce soit l'alliage modifié ou pas, ou le niveau de fer soit bas ou élevé. Cependant, l'augmentation de la superficie des plaquettes de B-Al5FeSi fournit plus d'emplacements de nucléation pour les particules de silicium et, par conséquent, une amélioration dans leur dimension particulaire.

La surmodification des particules de silicium a lieu quand les précipités excessifs de strontium sous forme d'Al2Si2Sr prennent naissance pendant des réactions co-eutectiques ou post-eutectiques. Ces particules d'Al2Si2Sr sont de forme polygonale et sont incohérentes avec la matrice. La phase d'Al2Si2Sr peut également être précipitée directement dans la fonte quand le niveau de strontium est suffisamment élevé, dans ce cas les particules prennent la forme de short, d'aiguilles fines ou de tiges. La précipitation d'Al2Si2Sr co-eutectique a comme conséquence l'absorption de tout le strontium des régions dans lesquelles cette phase se produit. Ces régions deviennent pauvres en strontium, et toutes les particules de silicium se trouvant dans les bords ou côtés demeurent ainsi non-modifiées. La présence des particules grossières de silicium est donc tin résultat de leur état non modifié, plutôt qu'en raison d'un retour de la morphologie fibreuse à la forme de plaquettes.

Le mécanisme de l'effet du fer sur la modification du silicium eutectique dans les alliages traités par le strontium peut être proposé comme suit. Dans les conditions de sous modification, les plaquettes de B-Al5FeSi se précipitent dans un bain de liquide Al-Si-Sr, où le strontium adhère à la surface des plaquettes. Les particules de silicium nucléés sur les plaquettes de P-A^FeSi sont ainsi très fines (1-2 um). Cependant, ailleurs dans la matrice, les particules de silicium demeurent non modifiées (longueur moyenne ~ 9-12 um). Dans les conditions de bonne modification, les particules d'Al2Si2Sr sont non modifiées, et ce est dû à l'épuisement du strontium dans ces secteurs, tandis que celles ailleurs dans la matrice sont bien modifiées.

En conclusion, la présente étude a essayé de présenter une compréhension détaillée des processus et des phénomènes réels impliqués dans l'évolution de la microstructure des deux alliages populaires en l'industrie de l'automobile, tenant compte de la gamme des niveaux de fer généralement obtenu dans les alliages commerciaux, et des interactions qui résultent quand de tels alliages sont soumis aux procédures normales de traitement et de solidification du métal liquide suivies dans la production des pièces coulées. On s'attend à ce qu'une telle compréhension fournisse les moyens d'améliorer la commande la microstructure et, par conséquent, la qualité de produits finis obtenus.