Rôle d'addition de magnésium sur l'occurence de la fonte naissante dans les alliages expérimentaux et commerciaux Al-Si-Cu et son influence sur la microstructure et les propriétés de traction de l'alliage = Role of magnesium addition on the occurence of incipient melting in experimental and commercial Al-Si-Cu alloys and its influence on the alloy microstructure and tensile properties

Les alliages de fonderie Al-Si sont largement répandus dans des applications des véhicules à moteur à cause de leur rapport résistance/poids et capacité élevée d'être moulé dans des formes complexes. Parmi ces alliages, on trouve l'alliage de type 319, appartenant au système Al-Si-Cu qui est populairement utilisé dans de telles applications, où du magnésium est souvent ajouté à l'alliage pour renforcer ses propriétés. Ces alliages sont habituellement soumis à un traitement thermique afin d'obtenir une combinaison optimale de résistance et de ductilité. L'excellente coulabilité et les propriétés mécaniques de tels alliages Al-Si-Cu-Mg les ont rendus commercialement populaires pour des applications industrielles. \n \nLes propriétés mécaniques d'un alliage coulé sont commandées par sa microstructure qui, alternativement, est influencée par la composition en éléments d'alliage et les conditions de solidifications utilisées. Dans le cas des alliages de type 319 (Al-Si-Cu- Mg), plusieurs facteurs se mettent enjeu, à savoir, la finesse des dendrites primaires de la phase a-Al (déterminée par la valeur de l'espace interdendritique (DAS)), la structure du silicium eutectique Al-Si dont sa morphologie brute passant d'une forme aciculaire à une forme fibreuse lors d'une modification, les CuAk et tous autres intermétalliques de cuivre, autres constituants de deuxième phase comme les intermétalliques de fer et les phases Mg2Si dépendant de l'alliage et les éléments de trace actuels dans celui-ci. La forme du silicium eutectique normalement aciculaire peut être transformée ou modifiée à une forme fibreuse par l'addition d'un modificateur comme le sodium Na ou le strontium Sr au métal liquide; ceci permet d'améliorer la ductilité et la résistance de l'alliage. On observe également du magnésium pour modifier le silicium eutectique. Cependant, il cause également une ségrégation des phases de cuivre, ceci peut mener aux problèmes au métal liquide (fonte naissante). \n \nLes propriétés des alliages contenant des éléments tels que le Cu et le Mg peuvent également être améliorées par un traitement thermique, où la formation des précipités fins de type CuAb et Mg2Si pendant le vieillissement ont comme conséquence un durcissement de l'alliage. Un traitement thermique typique se compose d'un traitement de mise en solution, suivi d'une trempe et d'un vieillissement artificiel. Le traitement thermique de mise en solution est effectué pour réaliser une dissolution maximale du cuivre et du magnésium dans la matrice en aluminium. Pour ceci, la température de traitement de mise en solution doit être gardée aussi étroitement que possible à la température eutectique de Al-CuAl2, mais, en même temps, doit être limitée à un niveau sûr au-dessous du maximum pour éviter une fonte naissante des phases de cuivre qui auraient comme conséquence la formation des cavités après la trempe et abaisseraient la solidité de l'alliage. \n \nLe procédé de traitement thermique de mise en solution peut être suivi étape par étape ou dans des étapes multiples. Malheureusement, une seule étape ou un traitement thermique conventionnel de mise en solution utilisé pour un alliage de type 319 (~498°C) n'est ni capable de maximiser la dissolution des phases riches en cuivre ni capable de modifier suffisamment la morphologie des particules de silicium où tous les deux sont exigés pour améliorer les propriétés de l'alliage. Pour surmonter ceci, un traitement de mise en solution en deux étapes (traitement conventionnel de mise en solution suivi d'un traitement de mise en solution de température plus élevée) a été suggéré, qui améliore de manière significative la dissolution de la phase riche en cuivre, provoquant une meilleure homogénéisation avant le vieillissement, et de ce fait améliorant les propriétés mécaniques. \n \nLa présente étude a été entreprise pour étudier l'effet du magnésium sur l'occurrence de la fonte naissante dans les alliages expérimentaux et industriels de type 319, en utilisant l'analyse thermique, des essais de traction, l'analyse microstructurale et des mesures de porosité. Des échantillons ont été préparés à partir des fontes expérimentales et industrielles d'alliage contenant des niveaux de magnésium variant de 0 à 0.6 % en poids. Les barreaux pour des essais de traction ont été moulés en utilisant un moule permanent de type ASTM B-108. Les barreaux ont subi un traitement thermique de mise en solution dans la gamme de 490°C à 540°C pour le traitement de mise en solution de pas à pas, et à 5O5°C suivi de 520°C ou de 530°C pour le traitement thermique de mise en solution à deux étages. Des essais de traction ont été effectués à l'aide d'une machine d'essai mécanique MTS. La porosité qui est due à la fonte naissante a été également mesurée pour surveiller l'occurrence de la fonte naissante. La microscopie, l'analyse d'image et les techniques optiques d'EPMA ont été employées pour l'analyse, la quantification, et l'identification microstructurale des phases. \n \nLes résultats ont montré que la concentration en magnésium et la température de mise en solution jouent un rôle important dans l'occurrence de la fonte naissante. Les mesures de porosité ont prouvé qu'elles sont en relation avec les propriétés de traction et ont confirmé les résultats obtenus en termes de fonte naissante observée pour chaque condition de l'alliage ou de traitement de mise en solution. L'addition du magnésium mène à la ségrégation de la phase de cuivre, ayant pour résultat la formation de la phase eutectique C11AI2 sous forme de blocs plutôt qu'à sa plus fine forme. Ceci rend plus difficile de dissoudre la phase C11AI2 pendant le traitement thermique de mise en solution. L'addition du magnésium aux alliages de type 319, indépendamment de la source d'alliage, modifie la morphologie de particules de silicium. On observe cet effet très clair à 0.6 % en poids de magnésium, avec une diminution correspondante de la température eutectique Al- Si comparée à l'alliage de base. Comme prévu, l'effet de modification du magnésium n'est pas très évident à la faible addition de magnésium. \n \nL'addition du magnésium mène également à la précipitation de la phase Al5Mg8Cu2Si6. Cette phase précipite normalement après la phase CuAl2. Néanmoins, quand l'addition du magnésium excède 0.4 % en poids, la précipitation de la phase Al5Mg8Cu2Si6 a eu lieu également dans une autre réaction, avant la précipitation de la phase CuAl2. La morphologie des particules de la phase Al5Mg8Cu2Si6 est dans ce cas-ci de forme manuscrite plutôt que les particules de forme irrégulière normalement observées. Les propriétés mécaniques sont également commandées par le niveau de magnésium et la température de traitement de mise en solution. En plus de la fonte naissante, une température élevée de mise en solution produit également des microcraques et des boucles (déformation de forme) dans les barreaux d'essai de traction. En ce qui concerne le traitement de mise en solution à deux étages, la température de mise en solution de la deuxième étape ne devrait pas excéder 520°C même si une température plus élevée homogénéise l'alliage. \n \nComparé aux alliages expérimentaux, l'alliage industriel montre une plus grande résistance à la fonte naissante, ceci peut être expliqué en termes de la réaction entre le Cu et les éléments de trace actuels dans l'alliage tels que le Fe et le Ni, menant à une augmentation de la température de la fonte naissante. \n \nD'après l'analyse des essais de traction, les données microstructurales et de porosité obtenues, les températures de traitement de mise en solution suivantes sont suggérées pour les divers alliages expérimentaux de type 319 et les alliages industriels, pour éviter ou réduire au minimum l'occurrence de la fonte naissante. On le suggère que les températures utilisées ne devraient jamais dépasser ces valeurs. Alliage Température suggérée (°C) E0 535 El 530 E2 525 E3 525 E4 520 E6 510 13 520 16 520 \n

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