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

Résumé

Al-Mg-Mn alloys offer excellent formability, perfect corrosion resistance, and desired strength to produce car bodies, beverage cans, and marine crafts. Generally, the manufacturing process of these parts begins with a series of upstream processes, including direct chill casting, homogenization, and hot rolling. Several thermomechanical and metallurgical parameters interact during the hot rolling process; therefore, predicting the materials' behavior has always been complex. In order to control the properties of final products and prevent material failure during deformation, it is essential to understand the hot deformation behavior and hot workability of Al-Mg-Mn systems. Therefore, in this study, the effect of Mn addition at the standard commercial range of (0.1-1wt.%) on the hot deformability of Al-Mg-Mn alloys at various temperatures (350-500 °C) and strain rates (0.001-1 s-1) was investigated. Typically, Mn promotes high volume formation of Fe-bearing intermetallics in a pre-deformed state and it was observed that Mn-containing dispersoids precipitate in the presence of 0.4 wt.% Mn. In addition, by further adding Mn, the size of dispersoids is refined, their number density is increased, and also their morphology is altered from needle and rhomboidal to cube-like shapes, most of which have a composition of Al6Mn. Moreover, above 0.7 wt. % Mn, dispersoids are densified at the central part of the grains, whereas grain boundaries are surrounded by dispersoids free zones (DFZs). The microstructure evolution was investigated utilizing the Zener-Hollomon parameter based on the hot compressive results. The Electron Backscattered Diffraction (EBSD) results showed that dynamic recovery (DRV) and continuous dynamic recrystallization (CDRX) are dominant softening mechanisms at high and low Z conditions, respectively. On the other hand, at medium Z conditions, particle-stimulated nucleation (PSN-DRX) and discontinues dynamic recrystallization (DDRX) coexisted with CDRX. The main impact of Mn addition on microstructure evolution was at the low Z deformation condition, i.e. lower strain rate and higher temperatures. This impact is mainly attributed to the contribution of dispersoids to the boundary migration retardance and CDRX inhibition. Although the activation energy for hot deformation is increased from 160 to 177 kJ/mol, but such an increasement is relatively modest due to the occurrence of CDRX at DFZs. In another approach, Dynamic Material Modeling was used on the same findings of hot compression testing to evaluate the instability and safe deformation conditions of Al-Mg-Mn alloys over a range of temperatures and strain rates. On the basis of the model, the processing map was constructed at which the safe zone lies in between 0.001-0.01 s-1 at 350 °C and gradually expands to all strain rates (i.e. 0.001-1 s-1) as temperatures increases to 450 °C. Due to the absence of dispersoids in the base alloy (i.e. 0.1Mn), the power dissipated by DRX fell in the range of 350-450 °C with strain rates of 0.001-0.007 s-1. However, this domain in dispersoid-containing alloys was progressively shrinking by Mn content down to 375-425 °C with operating strain rates of 0.001-0.002 s-1 in 1Mn alloy due to the DRX suppression by dispersoids. Deformation bands in grain interiors and shearing at the vicinity of constituents at grain boundaries were found to be the instability mechanisms. Moreover, with Mn addition, Fe-rich intermetallics get coarser and larger in volume, and adjacent shear bandings across the matrix become more intense. Edge cracking is a long-term issue in the hot rolling of the Al-Mg system, lowering sheet production productivity. The principal cause of edge cracking is often assumed to trace sodium embrittlement. Two Al-5Mg-0.2Mn alloys with 0.5ppm and 1ppm Na contaminations were cast using DC method to address this issue in industrial application. Then, the casted alloys were hot rolled for 11 and 18 passes to reach a reduction of 86% and 96%, respectively. After 11 passes in the high-Na sample, edge cracks occurred and propagated toward the bulk with additional passes. The void nucleation and coalescence at the periphery of the Mg2Si components was discovered to be the crack path. The higher the Na concentration, the more the Mg2Si/Al interface decohesion and cavitation. This process explains the contribution of meniscus bands to the profound cracks.

Les alliages Al-Mg-Mn offrent une excellente formabilité, une résistance parfaite à la corrosion ainsi que la résistance souhaitée pour la production de carrosseries de voitures, de canettes de boissons et d'embarcations marines. La production commence typiquement par une séquence de procédés en amont comprenant le procédé semi-continu par refroidissement direct, l'homogénéisation et le laminage à chaud. La prédiction du comportement des matériaux lors du laminage à chaud a toujours été un problème compliqué. La raison en est la contribution et l'interaction de plusieurs paramètres thermomécaniques et métallurgiques dans le processus. En comprenant le comportement à la déformation et la Malléabilité à chaud des systèmes Al-Mg-Mn, il sera plus facile de contrôler les propriétés du produit final et d'éviter la défaillance du matériau pendant la déformation. Par conséquent, dans cette étude, l'effet de l'ajout de Mn dans la plage standard commerciale de (0,1 à 1% en poids) sur la formabilité à chaud des alliages Al-Mg-Mn a été étudié. La déformation à chaud a été effectuée à différentes températures (350-500℃) et taux de déformation (0,001-1s-1) par un test de compression à chaud. Généralement, à l'état pré-déformé, Mn favorise un volume élevé d'intermétalliques contenant du fer. Il a été observé que les dispersoïdes contenant du Mn précipitaient à 0,4 % (en poids). Un ajout supplémentaire de Mn affine la taille des dispersoïdes, modifie la morphologie de l'aiguille et de la forme rhomboïdale à la forme cubique. Il augmente également la densité numérique des dispersoïdes dont la plupart avaient tendance à avoir une composition de Al6Mn. Au-dessus de 0,7 % de Mn, les dispersoïdes sont densifiés au centre des grains tandis que les joints de grains sont entourés de zones exemptes de dispersoïdes (DFZ). En se basant sur les résultats de compression à chaud, le paramètre Zener-Hollomon a été utilisé pour évaluer l'évolution de la microstructure. En utilisant la technique EBSD, il a été déterminé que DRV et CDRX sont les mécanismes d'adoucissement dominants dans les conditions Z élevées et basses, respectivement. En coexistence avec CDRX, des indices de recristallisation dynamique partiellement stimulée par les particules (PSN-DRX) et recristallisation dynamique discontinue (DDRX) ont été notés dans des conditions Z moyennes. L'impact majeur de l'ajout de Mn était dans la condition de déformation à faible Z, c'est-à-dire une vitesse de déformation plus faible et des températures plus élevées. C'était principalement par la contribution des dispersoïdes au retard de migration des joints de grains et à l'inhibition de CDRX. En calculant les données expérimentales à l’aide d’analyse constitutive, l'énergie d'activation pour la déformation à chaud se trouve qu’elle passe de 160 à 177 kJ/mol. Une telle augmentation est relativement modeste à cause de l'apparition de CDRX dans les DFZ. Dans une autre approche, la modélisation dynamique des matériaux a été appliquée pour les mêmes résultats d'essais de compression à chaud afin d'ouvrir une plage de températures et de taux de déformation dans laquelle l'instabilité et les conditions de déformation sécurisées des alliages Al-Mg-Mn sont déterminées. Sur la base du modèle, la cartographie a été construite, où la zone de sécurité se situe entre 0,001-0,01s-1 à 350℃ et s'étend progressivement à tous les taux de déformation (c'est-à-dire 0,001-1s-1) avec l’augmentation de la température jusqu'à 450℃. Dans l'alliage de base à (0,1 Mn), en raison de l'absence de dispersoïdes, la puissance dissipée par DRX s’est située dans l’intervalle de 350 à 450 ℃ avec des taux de déformation de 0,001 à 0,007 s-1. Cependant, dans les alliages contenant des dispersoïdes, ce domaine rétrécissait progressivement avec la teneur en Mn jusqu'à 375-425℃ avec des taux de déformation appliqués de 0,001-0,002 s-1 dans l'alliage à 1Mn en raison de la suppression de DRX par les dispersoïdes. Les mécanismes d'instabilité observés sont la déformation des bandes à l'intérieur des grains et le cisaillement au voisinage des constituants aux joints de grains. Ce dernier a été prononcé par l'ajout de Mn puisque les intermétalliques riches en Fe deviennent plus grossiers et plus volumineux, ce qui entraîne une intensification des bandes de cisaillement adjacentes à travers la matrice. La fissuration des bords présente un défi à long terme dans le laminage à chaud du système Al-Mg qui réduit la productivité des tôles. La fragilisation par des traces de sodium est généralement connue comme la principale raison de la fissuration des bords. Pour résoudre ce problème à l’échelle pratique et industrielle, deux alliages Al-5Mg-0,2Mn avec des contaminations <0,5 ppm et 1 ppm de Na ont été coulés par procédé DC et laminés à chaud en 11 passes (réduction de 86 %) et en 18 passes (réduction de 96 %). Des fissures sur les bords se sont produites après 11 passes dans un échantillon à haute teneur en Na et se sont propagées vers la masse sous l’effet de l’augmentation de nombre de passes. Le chemin de la fissure était la nucléation et la coalescence des vides au voisinage des constituants Mg2Si. Plus la teneur en Na est élevée, plus la décohésion de l'interface Mg2Si/Al et la cavitation sont importantes. Un tel mécanisme explique la contribution des bandes ménisques aux fissures profondes.