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

Résumé

Les alliages aluminium-silicium (Al-Si) sont une importante classe de matériaux qui constituent la majorité des pièces d'aluminium coulées produites, dû à leurs propriétés supérieures et leurs excellentes caractéristiques de coulées. À l'intérieur de cette famille d'alliages, les alliages de fonderie Al-Si-Cu et Al-Si-Mg sont fréquemment employés dans les applications automobiles. Les alliages commercialement populaires 319 et 356, représentant ces deux systèmes d'alliages, furent sélectionnés pour étude dans le présent travail, avec pour but d'investiguer l'effet des intermétalliques du fer et des porosités sur la performance de l'alliage. Ceci fut exécuté à travers une étude des propriétés de traction et d'impact, celles-ci étant deux propriétés mécaniques importantes utilisées dans les calculs de conception. Le fer, à travers la précipitation des constituants intermétalliques de seconde phase, en particulier la phase en forme de plaquettes B-Al5FeSi, est nuisible aux propriétés des alliages. De même les porosités dues au gaz ou aux retassures dans les coulées sont nuisibles aux propriétés mécaniques. Par la détermination des éléments d'alliage, du processus de fonderie et des paramètres de solidification optimaux (viz., le contenu en Fe, la modification au Sr et le taux de refroidissement) requis pour minimiser les effets nuisibles des porosités et des intermétalliques du fer, et par l'étude de leur rôle sur le comportement des fractures, le mécanisme de fracture dans les alliages a pu être déterminé.

Des coulées furent préparées à partir des fontes d'alliages industriels et commerciaux 319.2, B319.2 et A356.2, contenant des niveaux de Fe de 0.2-1.0 wt%. Des fontes modifiées au Sr (-200 ppm) furent aussi préparées pour chaque niveau de Fe. Les moules réfractaires refroidis aux extrémités utilisés ont donné une solidification directionnelle et une plage de taux de refroidissement (ou espace interdendritique) à l'intérieur de la même coulée. Des échantillons de traction et d'impact, machinés à partir de spécimens provenant des coulées, et sectionnés à diverses hauteurs au-dessus de l'extrémité refroidie, ont donné des espaces interdendritiques de ~23 à ~85 jim. Tous les échantillons furent soumis à un traitement thermique T6 avant les essais. Les essais furent exécutés en employant les machines d'essais Instron Universal et Instrumented Charpy. Les techniques de microscopie optique, d'analyse d'image, de SEM et de EPMA furent utilisées dans les analyses microstructurales et de fracture.

Les résultats ont démontré que le taux de refroidissement le plus élevé (23 um d'espace interdendritique) est le paramètre le plus significatif contrôlant la dimension et la distribution de la phase B-Al5FeSi et des porosités, dans les alliages non modifiés 319.2 et A356.2. La modification au Sr est plus efficace dans la réduction de la dimension des plaquettes de phase p, à des bas niveaux de Fe, mais celle-ci augmente à la fois la fraction volumique des porosités et la dimension des pores de façon significative. L'alliage B319.2 contenant du Mg montre une réduction de la dimension des plaquettes de P due à sa transformation partielle en particules de script chinois Al8FeMg3Si6. Dans les alliages modifiés au Sr, une augmentation de la dimension des plaquettes P est encore observée à certains taux de refroidissement. La fraction volumique des porosités et la dimension des pores diminuent aussi avec l'addition de Mg.

La ductilité des alliages est améliorée par l'augmentation simultanée du taux de refroidissement et de la réduction du contenu en Fe. La ductilité de l'alliage B319.2 est inférieure à celle de l'alliage 319.2 dû à la précipitation du Mg2Si, à la transformation partielle de B-Al5FeSi en Al8FeMg3Si6, et à l'interaction Sr-Mg qui diminue l'efficacité de la modification au Sr. L'alliage A356.2 affiche une ductilité beaucoup plus élevée que les alliages 319 pour un même niveau de Fe, dû à l'absence de la phase intermétallique CuAl2 dans le premier alliage. La modification au Sr améliore aussi à la fois la ductilité et la résistance en traction, et est utile dans le maintien d'une limite ultime cohérente dans les alliages 319, puisqu'une dispersion beaucoup moindre des valeurs de limite ultime est observée, peu importe leur source (expérimentale ou industrielle). Aucun effet apparent sur la limite élastique n'est observé.

Le fer détériore la limite ultime dans les alliages expérimentaux non modifiés et les alliages industriels modifiés 319.2, B319.2 et A356.2. Des corrélations polynomiales du second degré sont obtenues entre la limite ultime et le contenu en Fe à tous les taux de refroidissement (R2 >0.8) pour la plupart des alliages; les alliages expérimentaux modifiés et les alliages industriels non modifiés 319.2, cependant ont montré une dispersion considérable de la limite ultime. La corrélation entre la contrainte et le contenu en Fe ou le taux de refroidissement est plus complexe: en général, la limite élastique augmente à la fois avec le taux de refroidissement et le contenu en Fe dans les alliages 319.2 (R2 >0.8). Dans les alliages B319.2, l'effet du taux de refroidissement n'est pas très apparent: Fe augmente la limite élastique dans les alliages expérimentaux mais diminue celle-ci dans les alliages industriels. Dans les alliages A356.2, les valeurs de la limite élastique sont distribuées à l'intérieur d'une plage étroite montrant une tendance à la baisse dans les alliages non modifiés et une tendance à la hausse dans les alliages modifiés.

La dimension des plaquettes de B-Al5FeSi affecte la ductilité et la résistance en traction des alliages, les changements étant très perceptibles jusqu'à des longueurs (ou surfaces) de plaquettes p de -100 um (400 um2) dans les alliages 319 et de -70 um (300 um2) dans les alliages A356.2. Des corrélations de puissance et logarithmiques sont obtenues entre la ductilité et la dimension des plaquettes P (R2 >0.8). Dans les alliages A356.2, seules de faibles variations dans la dimension de la phase p peut être tolérée afin de maintenir des niveaux de ductilité satisfaisants. La diminution de la limite ultime avec la dimension des plaquettes P est plus prononcée dans les alliages 319.2 que dans les alliages B319.2 et A356.2. Aucune relation définie entre la dimension des plaquettes P et la limite élastique n'a pu être établie.

La porosité est nuisible à la résistance en traction et à la ductilité des alliages. Bien que le paramètre de dimension maximum des pores caractérise le mieux les relations entre la porosité et les propriétés de traction, les valeurs de R2 obtenues montrent que cela n'est pas le facteur primaire contrôlant la ductilité et la résistance en traction. Aucune corrélation définie n'a pu être établie entre la porosité et la limite élastique. Des corrélations linéaires assez bonnes ont été obtenues entre le log de la limite ultime et le log de la déformation (%) pour tous les alliages, expérimentaux ou industriels, sous toutes les conditions (R2 : 0.6-0.93). L'utilisation de cette relation est recommandée au lieu de la relation entre la limite ultime et le log de la déformation (%) basée sur le concept d'index de qualité proposé par Drouzy et al.136 pour interpréter les propriétés de traction des deux systèmes d'alliages.

Les propriétés d'impact sont aussi améliorées avec l'augmentation du taux de refroidissement et la réduction du contenu en Fe. Les alliages modifiés 319.2 montrent des relations de puissances et linéaires (à des bas/hauts taux de refroidissement), alors que les alliages non modifiés 319.2 et A356.2 montrent des corrélations linéaires, tous les alliages B319.2 montrent de corrélations de puissance, et les alliages modifiés A356.2 montrent des corrélations logarithmiques à tous les taux de refroidissement (R2 >0.95 dans tous les cas). Les propriétés d'impact obtenues au plus haut taux de refroidissement sont de loin supérieures à celles obtenues à des taux de refroidissement autres {cf. 12.4 J à 23 um d'espace interdendritique avec 4.88 J à 85 um d'espace interdendritique dans les alliages non modifiés 319.2). L'intermétallique B-Al5FeSi détériore les propriétés d'impact de façon significative, l'effet étant le plus apparent pour des dimensions des plaquettes P se situant à l'intérieur de la plage 30-150 um dans les alliages 319, et 10-50 um dans les alliages A356.2. Des corrélations assez bonnes ont été obtenues entre les porosités et les propriétés d'impact. En présence de Mg, l'alliage non modifié B319.2 montre une augmentation de l'énergie d'impact, particulièrement à des niveaux faibles (0.4%) en Fe et à des taux de refroidissement élevés (espace interdendritique 23-47 um). Le strontium est efficace dans l'amélioration de l'énergie d'impact, même à des niveaux élevés en Fe. L'amélioration est moins apparente dans les alliages B319.2, et très sensible au changement du taux de refroidissement dans les alliages 319.2. Les alliages A356.2 modifiés au Sr montrent des énergies d'impact du double de celles des alliages 319 soumis aux mêmes conditions dû à l'absence de la phase CuAl2 dans les premiers alliages. Une bonne relation inverse est obtenue entre la vitesse moyenne de fissuration et l'énergie d'impact, les plus hautes vitesses de fissuration étant observées dans les échantillons non modifiés obtenus à des contenus en Fe les plus élevés et aux taux de refroidissement les plus bas. Les essais d'impact sont plus sensibles aux variations dans la microstructure ou aux défauts de coulée que ne le sont les essais de traction. Les courbes d'énergie d'impact en fonction de la limite ultime montrent des relations exponentielles, tandis que les courbes d'énergie d'impact en fonction de la déformation (%) affichent des relations linéaires pour tous les d'alliages, modifiés ou non, et peu importe la composition de l'alliage.

À de faibles niveaux de Fe et à des taux de refroidissement élevés (0.4% Fe, espace interdendritique de 23 um), l'initiation et la propagation des fissures dans les alliages non modifiés 319, se produisent par le clivage des plaquettes de B-Al5FeSi (au lieu de leur décohésion de la matrice). La morphologie des plaquettes (individuelles ou embranchées) est importante pour déterminer la direction de propagation de la fissure. Les fissures se propagent aussi par la fracture du CuAl2 non dissous ou d'autres intermétalliques de cuivre, aussi bien que par les particules de Si fragmentées. Dans les alliages 319 modifiés au Sr, les fissures sont majoritairement initiées par la fragmentation ou le clivage des plaquettes perforées de la phase j3, en addition à celles des particules grossières de Si et des intermétalliques de cuivre non dissous. Dans les alliages A356.2, les fissures sont initiées principalement par la fracture des particules de Si ou leur détachement de la matrice de Al, alors que la propagation des fissures a lieu par coalescence des particules de Si fracturées, excepté quand les intermétalliques de P-Al5FeSi sont présents, auquel cas ce dernier a préséance. Dans le cas de modification au Sr, les fissures se propagent par la liaison des particules de Si fracturées / détachées, aussi bien que par les intermétalliques B-fer fragmentés. Dans les échantillons exhibant de basses énergies d'impact, l'initiation et la propagation des fissures se produisent principalement par le clivage des intermétalliques de B-fer.