Les traitements thermiques et mécanismes de renforcement

Alliages de fonderie Al-Si

L’aluminium est le troisième élément abondant de la croûte terrestre et le métal le plus abondant et il constitue environ 8% de la croûte en masse. L’aluminium est le métal non-ferreux le plus souvent utilisé. La production totale d’aluminium et ses coulées en 2016 est de 58.89 millions tonnes. En tant que matériau de construction structurelle, l’aluminium a fait des progrès considérables par rapport aux autres alliages traditionnels. Un des avantages est que l’aluminium pèse plus léger, environ 1/3 du poids du fer, de l’acier, du cuivre ou du laiton. En même temps, à travers un alliage et un traitement appropriés, l’aluminium et ses alliages sont disponibles dans diverses forces. Certains alliages d’aluminium ont même une limite conventionnelle d’élasticité de 700MPa, qui est plus forte que des aciers. Les alliages d’aluminium dotent d’autres avantages tels que la résistance à la corrosion, la conductibilité thermique et électrique, et l’habilité recyclable. D’ailleurs, l’aluminium peut être facilement fabriqué dans une variété de formes comme feuille, tranche, profilé, barre, tuyau et fil. Il fait preuve aussi de l’usinabilité et la plasticité excellentes dans la flexion, la coupe et l’étirage. Donc, l’aluminium est considéré comme le meilleur matériau pour l’extrusion complexe aux tolérances serrées. En tant qu’élément principal de l’alliage, l’alliage d’aluminium et de Si forme un genre de matériau qui sert de la part la plus significative pour tout matériau de coulée. Les applications récentes de ces alliages sont consacrées particulièrement aux demandes économiques et environnementales, c’est-à-dire la demande des composants légers dans les secteurs automobiles et aéronautiques. Une de ces applications est la fabrication du bloc-cylindres du moteur avec l’alliage Al-Si. Ce bloc fonctionne sous les contraintes mécaniques et thermiques cycliques en un mouvement relatif avec les autres parts du moteur. Par conséquent, en plus de la résistance à la haute fatigue et à l’abrasion, le matériau du bloc-cylindres du moteur doit disposer d’une bonne plasticité et une bonne usinabilité. Pour un tel objectif, les alliages Al-Si comme 356 ont déjà servi à produire le bloc-cylindres du moteur grâce au taux haut du poids sur force [1, 2].

Fer, manganèse et molybdène

La solubilité du fer est très faible dans les alliages d’aluminium et le fer tend à former les phases intermétalliques, telles que les phases β-Fe en plaque cassante et la phase π-Fe massif ou ressemblant à un script. Quand Mn est présent avec Fe dans l’alliage coulé Al-Si, il existe une tendance accrue à la formation de la phase α-Al (Fe, Mn) Si. La substitution de la phase α-Al (Fe, Mn) Si pour la phase β-Fe améliore significativement les propriétés mécaniques, notamment la ductilité [14]. En général, le ratio du Mn sur Fe de ~0.5 est suffisant afin de promouvoir une complète substitution de α pour β pendant les conditions de coulée typiques et commerciales. D’ailleurs, la teneur de Fe auquel se forment les particules de la phase α-Al (Fe, Mn) Si préeutectique ou les plaques β-Fe dépend de celle de Si. Plus de Si, moins de demandes de Fe pour former la phase α-Al(Fe, Mn)Si [15]. L’addition de Mo supprime la formation de la phase intermétallique cassante β-Al5FeSi et favorise la formation de la phase intermétallique α-Al (Fe, Mo) Si massif dans la microstructure coulée, améliorant ainsi le taux d’allongement de 34% à la température de 300°C [16]. La faible diffusivité de Mo dans Al (2.3 × 10-26 m2s-1 à 300°C) et la solubilité solide limitée (~0.25 wt.% à la température péritectique , 660°C), qui réduit rapidement avec la diminution de la température, rend possible la formation de dispersoïde qui peut bloquer efficacement les dislocations dans les intérieurs des grains dendritiques et améliorer les propriétés mécaniques.

Avec l’addition de Mo, une grande quantité des dispersoïdes Al (Fe, Mo) Si à l’échelle nanométrique ont précipité pendant le traitement de solution dans l’alliage Al-7Si-0.5Cu-0.3Mg, qui étaient thermiquement stable après une exposition durable à température élevée et maintenaient leurs effets de renforcement [16]. Les combinaisons de Mo et de Mn forment une grande quantité de dispersoïdes uniformément distribués dans la matrice d’Al en raison du comportement de partition contraire (kMo >1 vs. kMn < 1) durant la solidification non équilibrée. Mo (sans Mn) forme les dispersoïdes cohérents α-Al(Fe, Mo)Si avec un réseau cristallin de BCC, qui se situent souvent dans les zones interdendritiques. L’addition subséquente de Mn augmente la quantité des dispersoïdes en substituant les atomes de Fe. L’addition combinée conduit aussi à plus de distribution uniforme des dispersoïdes en éliminant les zones non dispersoïdes interdendritiques. Le nombre des dispersoïdes par unité de région augmente avec l’addition de Mn, quand la taille moyenne des dispersoïdes diminue [17].

Le traitement en solution

Un traitement en solution est réalisé à haute température proche de la température eutectique de l’alliage. Le traitement en solution est pour but de (1) dissoudre les phases contenant Cu et/ou Mg qui se sont formées au cours de la solidification ; (2) homogénéiser les éléments de l’alliage et préparer la précipitation des phases de renforcement ; (3) sphéroïdiser les particules Si eutectiques et améliorer la ductilité de l’alliage. La température du traitement en solution est limitée par la concentration du Cu et du Mg dans l’alliage en raison de la fusion initiale possible de la phase formée finalement pendant le processus de solidification et est riche en éléments de soluté grâce à la ségrégation. Les alliages de coulée Al-Si-Mg peuvent être traités en solution à 540-550°C [20], tandis que le traitement en solution en deux étapes est généralement appliqué dans l’alliage moulé Al-Si-Mg-Cu avec la température de première étape à ~ 500°C en raison des phases contenant Cu à un point faible de fusion, de 505 à 519°C en fonction de la teneur en Mg [21]. Conformément aux recherches précédentes, les particules β-Mg2Si et θ-Al2Cu sont relativement faciles à se dissoudre, tandis que les particules π-Al8Mg3FeSi6 et de Q-Al5Mg8Cu2Si6 sont difficiles à se dissoudre, ou à se transformer en état solide [22].

Les phases contenant Fe sont difficiles à dissoudre que la phase α-Al15(Fe,Mn)3Si2 n’est pas influencée pratiquement par le traitement en solution lorsque les plaquettes β-Al5FeSi se fragmentent et se dissolvent petit à petit après une longue durée à température élevée [23]. Les atomes incapables de dissoudre au cours du traitement en solution sont indisponibles pour le durcissement par précipitation après le vieillissement. La dissolution de la phase Mg2Si est un processus rapide en raison du coefficient élevé de la diffusion de Mg dans Al à la température du traitement en solution (1.9×10-13 m2/s à 500°C [24]). Quant aux phases contenant Fe, la concentration de Mg est plus faible, la transformation de la phase π-Fe à la phase β-Fe engage plus rapide. Au contraire, ce processus n’enclenchera pas ou même renversera dans le cas où la concentration de Mg est supérieure à 0.5 wt. % [6, 13, 25]. Quand les atomes séparent des particules brutes formées pendant la solidification, ils libèrent à travers la matrice pour diminuer le gradient de la concentration, formant ainsi une solution solide homogène. La durée nécessaire pour homogénéiser le moulage est déterminée par la nature des atomes diffusés, la température du traitement de la solution (la vitesse de la diffusion) ainsi que la distance de la diffusion donnée par la grosseur de la microstructure qui est mesuré généralement par l’espacement des bras secondaires dendritiques (EBSD) [25].

Comme nous avons mentionné ci-dessus, le Silicium eutectique effectua une influence importante sur les propriétés mécaniques de l’alliage. Des méthodes supérieures de moulage ainsi que des modifications chimiques ont déjà sert à fournir les particules Si de morphologie fibreuse, qui sont beaucoup plus faciles et rapides à se fragmenter et se sphéroïdiser au cours du traitement en solution [7]. La température de la solution, la taille initiale et la morphologie des particules Si ont une influence sur le temps de sphéroïdisation de ces particules. 3-6 h à 540°C est le moment optimal pour l’alliage Sr-modifié de moulage en sable A356 alors que l’alliage avec une microstructure plus fine demande moins de temps [20]. Les alliages Al-Si contenant Cu ne peuvent pas être traité en solution à la même température élevée comme les alliages contenant seulement Mg à cause du risque de fusion des phases Cu. Cependant, une basse température ne satisfait pas à la fonction du traitement en solution parce que les éléments de l’alliage et les lacunes ne dissoudront pas complètement ou n’atteindront pas le niveau souhaité et il existe moins de sphéroïdisation des particules de Si. Sokolowski et al. [26 ont fait les études sur la possibilité de profiter d’un traitement de solution en deux étapes. L’alliage est d’abord traité en solution à basse température, 495°C pour 8 h, afin de dissoudre les particules contenant Cu, puis la température s’élève à 520°C pour 2 h pour but d’obtenir une concentration homogène des éléments de l’alliage. Cette procédure favorise une augmentation de la résistance à la fois de la ductilité.