| Summary: | L'énergie est le facteur simple le plus critique faisant face au monde aujourd'hui. L'industrie de l'automobile a fait un pas de géant en avant en réduisant le poids des voitures par le remplacement des produits moulés et malléables en fer avec des produits en aluminium. Les alliages aluminium-silicium de fonderie se retrouvent dans plusieurs applications dans ce secteur, en raison de leur rapport élevé de résistance/poids qui améliore leur performance et l'économie de carburant. Les coulées des alliages d'aluminium dans des moules en sable, die casting, et dans des moules permanents ont une importance critique lors de la construction de moteur, de blocs de moteur, de pistons, de têtes de cylindre, de chemises, de carters, de vilebrequins, de carburateurs, de valves de frein et de nombreuses autres composantes se retrouvant dans la conception d'une voiture.
Cinq alliages de fonderie Al-Si, avec différents contenus de silicium s'étendant de 7 à 17%, ont été choisis pour cette étude : les alliages hypoeutectiques LP PM319-F, A356-T6 et C354-T6, et alliages hypereutectiques AE425 et PM390, tous utilisés intensivement dans des applications automobile. Le but de ce travail était l'étude de l'effet des défauts de coulée sur les propriétés de fatigue de ces alliages en corrélant la vie en fatigue d'échantillons avec les défauts initiant les craques par fatigue et la caractérisation de ces défauts (c.-à-d., porosités, films d'oxyde, bandes de glissement, etc.), dans le but de comprendre leur rôle critique sur la vie en fatigue. La porosité a été étudiée en terme de taille de pore sur la surface de rupture d'échantillon et sa localisation, c.-à-d. près de la surface ou à l'intérieur de la pièce. L'effet de la pression isostatique chaude (HIPping) sur la vie en fatigue de l'alliage C354-T6 a été également étudié, et le comportement des échantillons non soumis au HIP et ceux soumis au HIP a été a comparé.
Les surfaces de rupture de 157 échantillons de fatigue ont été examinées en utilisant un microscope électronique à balayage (technique MEB) pour identifier l'emplacement du déclenchement des fissures par fatigue, complétée par un analyseur d'image pour les mesures quantitatives des défauts amorçant la fissure par fatigue. Les caractéristiques microstructurales (espacements secondaires des bras de dendrite, caractéristiques des particules eutectiques de silicium, taille des grains et phases intermétalliques) ont été examinées en utilisant des techniques d'analyse d'image et de microanalyse grâce à la microsonde d'électronique (EPMA) pour comprendre le comportement en fatigue.
Les résultats prouvent que la porosité surfacique est le défaut de coulée le plus important affectant la vie en fatigue, puisqu'elle agit en tant qu'emplacement le plus favorable pour le déclenchement de craque par fatigue: parmi les échantillons examinés, 82% ont rompus sous l'effet de la porosité surfacique agissant en tant qu'emplacement de déclenchement de fissure par fatigue. Par ailleurs, on peut constater que la durée de vie en fatigue des échantillons diminue à mesure que la taille des pores en surface augmente et vice versa.
En l'absence de porosités en surface, d'autres défauts de coulée tels que des films d'oxyde près de la surface peuvent être responsables du déclenchement de craque par fatigue : 3% de tous les échantillons examinés ont rompus en raison de la présence de tels films d'oxyde. En l'absence de porosités et de films d'oxyde, les bandes de glissement peuvent agir en tant qu'emplacement principal de déclenchement de craque; dans ce cas, on observe que, pour 3% de tous les échantillons examinés, la fracture est causée par des bandes de glissement.
L'initiation de craque par fatigue commence toujours à partir de la surface libre de l'échantillon quelque soit l'emplacement de l'amorce de la fissure (porosités, films d'oxyde, bandes de glissement), soit à l'endroit où l'effort maximum appliqué est observé; le niveau de contrainte diminue de la surface vers le centre de l'échantillon (intérieur du spécimen), ce qui est favorable pour la propagation de craque par fatigue. Ainsi, il est impossible qu'une fissure se propage de l'intérieur de l'échantillon vers la surface libre, c'est-à-dire contre le gradient de contraintes.
La localisation de la porosité (c.-à-d. près du bord ou à l'intérieur de l'échantillon) influence également le comportement en fatigue. On constate que, bien que les échantillons non rompus (fin de bande) contiennent des porosités, l'occurrence de cette porosité à l'intérieur des échantillons a beaucoup moins d'influence sur le déclenchement de craques que si la porosité était située au bord de la surface de l'échantillon, comme c'est le cas pour les échantillons rompus.
La technique de SEM par laquelle les mesures de porosité ont été effectuées, peut être appliquée avec une grande exactitude pour des mesures des pores simples responsables du déclenchement de fissure par fatigue. Cependant quand l'espace de déclenchement de fissures contient des pores multiples (comme dans le cas de l'alliage de LP PM319-F) ou une structure poreuse spongieuse (comme dans le cas d'alliage AE425), les mesures de SEM ne sont pas assez proportionnées pour déterminer l'emplacement exact du déclenchement des craques par fatigue. Dans ces cas-ci, les mesures devraient être effectuées en utilisant la microscopie optique sur une section longitudinale du spécimen rompu pour fournir une plus grande exactitude des résultats. Cependant, c'est un processus long.
La pression isostatique chaude (HIPping) permet d'améliorer la résistance en fatigue de l'alliage C354-T6 en réduisant ou en éliminant la porosité surfacique, et de ce fait la vie en fatigue augmente. En l'absence de la porosité surfacique, d'autres emplacements de déclenchement de fissures tels que des films d'oxyde et des bandes de glissement deviennent opératifs.
Les facteurs microstructuraux tels que les caractéristiques de particules de silicium eutectique (espacement secondaire des bras de dendrite, phases intermétalliques et taille des grains) ont une influence directe sur la durée de vie en fatigue et affectent fortement la propagation des fissures. Pour les alliages hypereutectiques, les particules primaires de silicium contribuent au comportement en fatigue en accélérant la propagation des fissures par la décohésion et la fissuration de ces particules sous chargement cyclique.
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