SOPHIE LUN SIN

ETUDE DU MOULAGE A LA CIRE PERDUE EN MOULE MONOBLOC POUR LA FABRICATION DE

COMPOSANTES EN ALLIAGE DE MAGNÉSIUM AZ91D

Thèse présentée à la Faculté des études supérieures de l'Université Laval

dans le cadre du programme de doctorat en génie de la métallurgie pour l'obtention du grade de Philosophiae Doctor (Ph.D.)

FACULTE DES SCIENCES ET DE GENIE UNIVERSITÉ LAVAL

QUÉBEC

2007

© Sophie Lun Sin, 2007

RÉSUMÉ

Le moulage à la cire perdue est une technique offrant une grande liberté de

conception, une bonne précision dimensionnelle et un excellent état de surface, et ce, pour

une large gamme d'alliages. Cependant, dans le cas des alliages de magnésium, les données

disponibles dans la littérature sont plutôt rares voire contradictoires. Dans ce contexte, ce

projet de doctorat avait pour objectif l'étude du procédé de moulage à la cire perdue en

moule monobloc et des propriétés des pièces en alliage de magnésium AZ91D obtenues.

Pour cela, trois volets ont été considérés.

Nous avons tout d'abord évalué l'aptitude de l'alliage à remplir les cavités du

moule. Les expériences effectuées nous ont permis de montrer que l'application d'un vide

partiel dans le moule était indispensable pour assurer le bon remplissage de la cavité de

moulage. Par ailleurs, le remplissage des moules est favorisé par une augmentation de

l'épaisseur de la section à remplir, de la pression métallostatique, de la surchauffe de

l'alliage liquide ainsi que de la température de préchauffage du moule.

L'étude de la réactivité moule-métal et de ses conséquences sur le fini de surface a

fait l'objet de la deuxième partie de ce projet. Nos travaux ont permis de clarifier les

mécanismes associés aux réactions entre le moule et l'alliage liquide. Le magnésium

liquide et ses vapeurs réagissent avec la silice contenue dans le moule selon la réaction

4Mg + SiCh = 2MgO + Mg2Si. Nous avons également montré que la température de coulée

n'exerçait pas d'influence notable sur la réactivité, alors qu'une augmentation de

l'épaisseur de la pièce et/ou de la température du moule favorisait les réactions.

Finalement, la microstructure des échantillons à l'état tel que coulé a été

caractérisée et les propriétés mécaniques en traction ont été déterminées. Les résultats

montrent que les propriétés en traction excèdent les exigences minimales définies par la

norme ASTM B-403. Il s'est également avéré que la conception du système de coulée

iv

jouait un rôle déterminant sur la qualité des pièces obtenues. La température de coulée et la

température du moule n'ont que peu d'influence sur les propriétés des pièces, alors que

l'épaisseur des pièces les affecte. Des particules Al-Mn, observées principalement à la

surface des pièces moulées, ont été caractérisées.

ABSTRACT

Investment casting is used to produce complex shapes, with excellent dimensional

accuracy and surface finish, from a wide range of alloys. However, in the case of

magnésium alloys, the literature on the subject is rare, even contradictory. In this context,

the objective of this work is to study the solid mould investment casting process and the

properties of AZ91D magnésium alloy cast parts. Three aspects were considered.

First, the capacity of AZ91D alloy to fill mould cavities was evaluated. Experiments

showed that vacuum assistance is necessary to provide adéquate mould filling. Mould

filling was improved by raising section thickness, métal head, superheating and mould

preheating température.

The influence of process parameters on reactivity and surface finish was then

examined. The mechanism associated with mould-metal reactions was clarified. Liquid

magnésium and its vapours react with silica in the mould according to the reaction 4Mg +

SiCh = 2MgO + Mg2Si. Casting température proved to hâve no noticeable influence on

reactivity, whereas an increase in section thickness and/or mould température promûtes

mould-metal reactions.

Finally, the microstructure of as-cast test spécimens was characterized and the

mechanical properties were determined. The tensile properties exceed the minimum

requirements of the standard ASTM B-403. Gating design played a determining rôle on the

quality of cast spécimens. Casting and mould températures had little influence on

microstructural and mechanical properties, whereas section thickness affected them. Al-Mn

particles, mainly observed at the surface of cast parts, were also characterized.

AVANT-PROPOS

Ce document est présenté sous la forme d'une thèse de doctorat avec insertion

d'articles. Outre les parties normalement incluses dans une thèse, lesquelles sont rédigées

en français, il comprend quatre articles écrits en anglais en vue de leur publication dans des

revues scientifiques. Ces publications, que l'on retrouve aux chapitres IV, V, VI et VII, ont

été ou seront publiées dans des revues avec comité de lecture.

Le premier article, intitulé « Influence of process parameters on fluidity of solid

investment cast AZ91D magnésium alloy », a été publié dans la revue Materials Science

and Engineering A (vol. 386, 2004, pp. 34-42). J'en suis le premier auteur et M. Dominique

Dubé y apparaît comme coauteur. J'ai planifié et réalisé les expériences et l'analyse des

résultats obtenus. M. Dominique Dubé a supervisé les travaux et a révisé les versions

préliminaires du manuscrit.

Le deuxième article, intitulé «Interfacial reactions between AZ91D magnésium

alloy and plaster mould material during investment casting », a été publié dans la revue

Materials Science and Technology (vol. 22, no. 6, 2006, pp. 1456-1463). Cet article, dont je

suis le premier auteur, a été rédigé en collaboration avec MM. Dominique Dubé et Real

Tremblay, qui apparaissent à titre de coauteurs. J'ai réalisé les expériences et analysé les

résultats obtenus. MM. Dominique Dubé et Real Tremblay ont supervisé les travaux, ont

participé à la planification des expériences, à l'interprétation des résultats ainsi qu'à la

correction de l'article.

Le troisième article, intitulé « Characterization of Al-Mn particles in AZ91D

investment castings », a été accepté dans la revue Materials Characterization en octobre

2006 et sera publié très prochainement. J'ai réalisé le travail expérimental et analysé les

résultats obtenus, avec la collaboration de MM. Dominique Dubé et Real Tremblay, qui

vii

sont coauteurs de l'article. MM. Dubé et Tremblay ont également corrigé les versions

préliminaires de l'article.

Finalement, le quatrième article, intitulé « An investigation of the microstructure

and mechanical properties of plaster mould investment casting of AZ91D magnésium

alloy », a été accepté dans la revue Materials Characterization en avril 2007. J'en suis le

premier auteur et MM Dominique Dubé et Real Tremblay y apparaissent à titre de

coauteurs. J'ai réalisé les expériences et analysé les résultats obtenus. MM Dominique

Dubé et Real Tremblay ont supervisé les travaux et ont corrigé le manuscrit.

REMERCIEMENTS

La réalisation de ce projet de doctorat a été rendue possible grâce au soutien de

plusieurs personnes que je tiens à remercier.

Tout d'abord, je voudrais exprimer ma reconnaissance à mon directeur de

recherche, M. Dominique Dubé, pour la confiance qu'il m'a témoignée tout au long de mon

doctorat. Sa très grande disponibilité et son esprit critique ont grandement facilité la

réalisation de ce projet. Je tiens également à remercier mon codirecteur, M. Real Tremblay,

pour ses conseils qui ont été très appréciés.

Mes remerciements s'adressent également au personnel technique du département

de génie des mines, de la métallurgie et des matériaux, et plus particulièrement à M. Guy

Bureau, Mme Maude Larouche et M. Daniel Marcotte, qui m'ont apportée une aide

précieuse.

Merci aussi à tous ceux qui, chacun à leur manière, m'ont aidée lors de ce projet. Je

tiens à remercier plus particulièrement Alexandre Maltais et Nicolas Giguère pour leur

assistance lors des coulées de magnésium.

En terminant, j'aimerais remercier mes proches pour leurs encouragements et leur

soutien tout au long de ce projet : mes parents et mes frères, malgré la distance, et mes

amis, Karine, Xavier, Jocelyn et Liette en particulier. Merci enfin à Gérald pour son appui

en toutes circonstances.

TABLE DES MATIÈRES

RÉSUMÉ iii

ABSTRACT v

AVANT-PROPOS vi

REMERCIEMENTS viii

TABLE DES MATIÈRES ix

LISTE DES FIGURES xiv

LISTE DES TABLEAUX xviii

CHAPITRE I INTRODUCTION 1 1.1 CONTEXTE DE L'ÉTUDE 1 1.2 MOULAGE À LA CIRE PERDUE DES ALLIAGES DE MAGNÉSIUM : PROBLÉMATIQUE

ET OBJECTIFS DU PROJET DE DOCTORAT 3 1.3 STRUCTURE DE LA THÈSE 5 1.4 RÉFÉRENCES 7

CHAPITRE II ÉTAT DES CONNAISSANCES 9 2.1 CAPACITÉ DE REMPLISSAGE DES SECTIONS MINCES 9

2.1.1 Considérations générales 9 2.1.2 Facteurs affectant la fluidité 11

2.1.1.1 Facteurs associés à la nature du moule 11 a) Influence des propriétés thermiques (conductivité thermique, effusivité

thermique, diffusivité thermique, coefficient de transfert de chaleur) 11 b) Perméabilité 12

2.1.1.2 Facteurs associés à la nature de l'alliage 12 a) Mode de solidification 12 b) Enthalpie de fusion 13 c) Viscosité 14 d) Tension de surface 14

2.1.1.3 Influence des paramètres de procédé 14

X

a) Température de coulée 14 b) Température du moule 15 c) Conception du système de coulée 15 d) Propreté du métal liquide 16 e) Méthodes externes 17

2.1.3 Cas des alliages de magnésium 19 2.2 ÉTUDE DES RÉACTIONS ENTRE LE MOULE ET LE MÉTAL LIQUIDE LORS DU

MOULAGE À LA CIRE PERDUE DES ALLIAGES DE MAGNÉSIUM 22 2.2.1 Réactions possibles entre le moule et les alliages moulés 22 2.2.2 Réactivité des alliages de magnésium 23 2.2.3 Moulage à la cire perdue des alliages de magnésium : état des

connaissances 26 2.3 MICROSTRUCTURE ET PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES 31

2.3.1 Phénomènes liés à la solidification 31 a) Principes de la germination 31 b) Surfusion de constitution et morphologie de solidification 32

2.3.2 Effets de la microstructure sur les propriétés mécaniques 33 2.3.2.1 Taille des grains 33 2.3.2.2 Espaces interdendritiques 35 2.3.2.3 Défauts dans les pièces moulées 36

2.3.3 Cas des alliages de magnésium moulés à la cire perdue 37 2.4 RÉFÉRENCES 41

CHAPITRE III TECHNIQUE ET MÉTHODE EXPÉRIMENTALES 48 3.1 MÉTHODE EXPÉRIMENTALE 48

3.1.1 Choix du procédé de moulage 48 3.1.2 Mesure de la capacité de remplissage 51 3.1.3 Réactivité et fini de surface 53 3.1.4 Microstructure et propriétés mécaniques 55

3.2 TECHNIQUE EXPÉRIMENTALE 57 3.2.1 Procédure générale de fabrication des pièces 57 3.2.2 Choix des alliages 58 3.2.3 Gaz protecteur 58 3.2.4 Microstructure et propriétés mécaniques 59

3.2.4.1 Microstructure 59 3.2.4.2 Mesure de la porosité 60 3.2.4.3 Essais de traction et fractographie 62

3.3 RÉFÉRENCES 64

CHAPITRE IV INFLUENCE OF PROCESS PARAMETERS ON FLUIDITY OF INVESTMENT-CAST AZ91D MAGNESIUM ALLOY 66

4.1 RÉSUMÉ 67 4.2 ABSTRACT 67

xi

4.3 INTRODUCTION 68 4.4 EXPÉRIMENTAL PROCÉDURE 72

4.4.1 Lost wax process 72 4.4.2 Production of wax patterns 72 4.4.3 Mould making 73 4.4.4 Melting and casting 73 4.4.5 Vacuum assistance 74 4.4.6 Testmodel 75

4.5 RESULTS AND DISCUSSION 77 4.5.1 Influence of vacuum assistance on fluidity 77 4.5.2 Influence of expérimental parameters on fluidity 78

4.5.2.1 Distance from flask walls 78 4.5.2.2 Métal head 79 4.5.2.3 Section thickness 79 4.5.2.4 Casting température 81 4.5.2.5 Mould preheating température 83

4.5.3 Régression analysis of expérimental data 85 4.6 CONCLUSIONS 87 4.7 ACKNOWLEDGEMENTS 87 4.8 REFERENCES 8 8

CHAPITRE V ÏNTERFACIAL REACTIONS BETWEEN AZ91D MAGNESIUM ALLOY AND PLASTER MOULD MATERIAL DURING INVESTMENT CASTING 91

5.1 RÉSUMÉ 92 5.2 ABSTRACT 92 5.3 INTRODUCTION 93 5.4 MOULD / METAL REACTION 93

5.4.1 Composition ofplaster mould 94 5.4.1.1 Plaster décomposition 94 5.4.1.2 Additives 96 5.4.1.3 Impurities 97 5.4.1.4 Residual water 97

5.4.2 Trapped gases in contact with magnésium 97 5.4.3 Dewaxing residues 98 5.4.4 Composition of the magnésium alloys 98 5.4.5 Casting conditions 99

5.5 EXPERIMENTAL PROCEDURE 99 5.5.1 Production ofcastings 99 5.5.2 Research methodology 101 5.5.3 Characterization methods 102

5.6 RESULTS AND DISCUSSION 103 5.6.1 Influence of investment composition 103 5.6.2 Casting température, mould température and section thickness 104 5.6.3 Reaction products at the mould-metal interface 107

xii

5.6.4 Mechanism of the reaction 113 5.7 CONCLUSIONS 115 5.8 ACKNOWLEDGEMENTS 116 5.9 REFERENCES 117

CHAPITRE VI CHARACTERIZATION OF AL-MN PARTICLES IN AZ91D INVESTMENT CASTINGS 121

6.1 RÉSUMÉ 122 6.2 ABSTRACT 122 6.3 INTRODUCTION 123 6.4 EXPERIMENTAL PROCEDURE 125 6.5 RESULTS 126 6.6 DISCUSSION 132 6.7 CONCLUSIONS 133 6.8 ACKNOWLEDGEMENTS 134 6.9 REFERENCES '. 135

CHAPITRE VII AN INVESTIGATION ON MICROSTRUCTURAL AND MECHANICAL PROPERTIES OF PLASTER MOULD INVESTMENT CASTING OF AZ91D MAGNESIUM ALLOY 139

7.1 RÉSUMÉ 140 7.2 ABSTRACT 140 7.3 INTRODUCTION 141 7.4 EXPERIMENTAL PROCEDURE 142

7.4.1 Production of cast spécimens 142 7.4.2 Expérimental parameters 143

7.4.2.1 Gating design 143 7.4.2.2 Pouring and mould preheating température 144 7.4.2.3 Thickness of cast spécimens 144

7.4.3 Microstructural studies 145 7.4.4 Evaluation of tensile properties and fractography 146

7.5 RESULTS AND DISCUSSION 146 7.5.1 General microstructure of cast spécimens 146 7.5.2 Influence of gating design 147 7.5.3 Influence of casting and mould températures 152 7.5.4 Thickness of cast spécimen 155 7.5.5 Companson of mechanical properties of investment cast parts with other

casting methods 161 7.6 CONCLUSIONS 164 7.7 ACKNOWLEDGEMENTS 165 7.8 REFERENCES 166

xiii

CHAPITRE VIII CONCLUSIONS 171

CHAPITRE IX PERSPECTIVES ET TRAVAUX FUTURS 175

LISTE DES FIGURES

Figure 1.1 Comparaison des délais de production et des coûts relatifs des techniques utilisées pour la fabrication de prototypes en alliage de magnésium (d'après Ruden [6]) 2

Figure 2.1 Modèles utilisés pour mesurer la fluidité en moulage à la cire perdue : (a) tube à succion, (b) spirales [4], (c) coins [2,5], (d) grilles de rétention [4], (e) lames verticales [3,5] et (f) U inversé [5] 10

Figure 2.2 Schéma illustrant le principe du remplissage assisté du vide (d'après Beeley[6]) 18

Figure 2.3 Production de structures poreuses en alliages de magnésium AZ91 (d'après Yamada[80]) 30

Figure 2.4 Représentation de la surfusion de constitution; (a) diagramme d'équilibre de l'alliage binaire A-B, (b) variation de la concentration en soluté CB devant le front de solidification, (c) profils de température près de l'interface 33

Figure 3.1 Moulage monobloc et moulage en carapace [1] 50

Figure 3.2 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la fluidité de l'alliage AZ91D moulé à la cire perdue 52

Figure 3.3 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la réactivité moule-métal et du fini de surface des pièces moulées à la cire perdue 54

Figure 3.4 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la microstructure et des propriétés mécaniques de l'alliage AZ91D moulé à la cire perdue 56

Figure 3.5 Schéma du montage pour la mesure de la porosité 60

Figure 3.6 Éprouvette de traction, a-distance entre repères (25.00 ± 0.10 mm); b-largeur (6.00 ± 0.05 mm) ; c-épaisseur (maximum 6.00 mm) ; d-rayon du congé (6.00 mm) ; e-longueur totale (100.00 mm) ; f-longueur de la section réduite (32.00 mm) ; g-longueur de la zone de serrage (30.00 mm) ; h-largeur de la zone de serrage (10.00 mm) 63

Figure 4.1 Illustration of theprinciple of vacuum-assistedcasting 75

Figure 4.2 Fluidity test model; (a) Schematic view of cluster, (b) Maximum height of casting at moment of freezing 76

XV

Figure 4.3 Influence of vacuum assistance on mould filling; (a) Spiral cast without vacuum assistance, (b) Spiral cast with vacuum assistance 77

Figure 4.4 Influence of distance from flask wall on mould filling (Te = 750°C; TM = 350°C; t = 1.3 mm, D = 8 cm) 79

Figure 4.5 Influence of métal head on mould filling (Tc = 750°C; TM = 300°C; t = 1.3 mm; d = 1.1 cm) 80

Figure 4.6 Influence of section thickness on mould filling (Te = 750°C; TM = 300°C; d = 1.1 cm) 80

Figure 4.7 Influence of casting température on mould filling; (a) as a function of superheat ATS and (b) as a function of ATS/(TC-TM). (TM = 300°C; t = 1.3 mm; d = 1.1 cm) 82

Figure 4.8 Mould filling as a function of (a) mould preheating température and (b) 1/(TC-TM). (T C = 750°C; t - 1.3 mm; d = 1.1 mm) 84

Figure 4.9 Comparison between predicted values of Lf as calculated by équation (4.9) and expérimental results 86

Figure 5.1 Test model showing the pouring cup, the sprue and the attached sheets 101

Figure 5.2 SEM micrographs of 1.6 mm thick AZ91D sheets cast (a) in commercial plaster, showing round pits and (b) in pure plaster. (Tcasting = 750°C and Tmouid = 350°C) 104

Figure 5.3 Influence of mould preheating température on reactivity and roughness of AZ91D 1.0 mm sheets cast at 750°C (a) in a mould preheated at 300°C, and (b) in a mould preheated at 450°C. (Roughness was measured near the arrow) 105

Figure 5.4 Surface aspect of (a) a pouring cup showing black deposits over its side surface and (b) a reaction-free 1.0 mm sheet cast at 750°C in moulds preheated to 350°C 106

Figure 5.5 SEM micrograph of a 0.4 mm AZ91D sheet showing delineated dendrites butnopit 106

Figure 5.6 Grey reaction layer formed at the surface of a plaster mould preheated at 450°C (arrows) 108

xvi

Figure 5.7 Reaction layer at the surface of a 1.0 mm sheet cast at 750°C in plaster mould preheated at 450°C; (a) BSE image; EPMA mapping of the sample showing (b) Mg, (c) Si, (d) O, (e) Al, (f) Mn éléments. The présence of Mg-Si particle (1), Si-0 particle (2), and Al-Mn particle (3) is indicated by arrows 109

Figure 5.8 XRD spectra of 1.0 mm sheets cast at 750°C in moulds preheated at (a) 450°C (sample A) and (b) 250°C (sample B) 111

Figure 5.9 XPS surveys of 1.0 mm sheets cast at 750°C in moulds preheated at (a) 450°C (sample A) and (b) 250°C (sample B) 112

Figure 5.10 XPS analysis of the commercial plaster mould surface: (a) grey reaction layer and (b) virgin plaster 113

Figure 5.11 Vapour pressure of magnésium as a function of température [46] 114

Figure 5.12 Schematic interactions between magnésium and mould material 115

Figure 6.1 Backscattered électron image of the cross-section of a 1.6 mm thick spécimen investment cast in plaster mould 127

Figure 6.2 Characteristic X-ray energy spectrum of Al-Mn particles 127

Figure 6.3 SEM micrographs of the surface of (a) 0.8 mm, (b) 1.0 mm, (c) 1.3 mm and (d) 1.6 mm thick AZ91D spécimens investment cast in plaster mould. ..128

Figure 6.4 Morphology of Al-Mn particles observed at the surface of: (a) 0.4 mm, (b) 0.6 mm, (c) 1.3 mm thick spécimens investment cast in plaster mould 129

Figure 6.5 Elemental EPMA mappings of a 3.2 mm thick spécimen showing the distribution of : (a) Mn, (b) Al, and (c) Fe in the bulk, and (d) Mn, (e) Al, and (f) Fe at the surface 131

Figure 7.1 Top andbottom filling configurations 144

Figure 7.2 (a) Optical micrograph of solid mould cast AZ91D alloy; (b) Detailed view of the lamellar structure (1) and MgnAli2 phase (2) 147

Figure 7.3 Typical stress-strain curves obtained for top- and bottom-filled spécimens. .148

Figure 7.4 Influence of gating design on ultimate tensile strength (UTS), elongation (ef) and yield strength (YS) at 0.2% offset of 4.3 mm thick spécimens. An error bar corresponding to two standard déviations is also shown for each measured property 148

xvii

Figure 7.5 Influence of gating design on occurrence of flow marks, (a) top-filled spécimen showing flow marks (see arrows) at its surface, (b) bottom-filled spécimen showing no flow mark at its surface 150

Figure 7.6 SEM micrograph of (a) top-filled spécimen showing microshrinkage, inclusions and oxide film and (b) bottom-filled spécimen 151

Figure 7.7 Influence of section thickness and gating design on porosity level in investment cast spécimens. Error bars correspond to two standard déviations 151

Figure 7.8 SEM micrograph of the fracture surface of a tensile test spécimen showing (a) and (b) cleavage features (top and bottom filling), (c) a large spherical pore on the fracture surface (top and bottom-filling) (d) exposed intact dendrite(top filling) 153

Figure 7.9 Influence of casting température (TM=350°C, e=2.2 mm) (a) on grain size and secondary dendrite arm spacing and (b) on mechanical properties of bottom-filled spécimens. Error bars correspond to two standard déviations.. 154

Figure 7.10 Influence of mould preheating température (Tc=750°C, e=4.3 mm) (a) on grain size and secondary dendrite arm spacing and (b) on mechanical properties of bottom-filled spécimens. Error bars correspond to two standard déviations 156

Figure 7.11 Influence of section thickness on mechanical properties (Tc=750°C, TM=350°C) (a) bottom filling, (b) top filling. Error bars correspond to two standard déviations 157

Figure 7.12 Influence of section thickness on grain size and secondary dendrite arm spacing (bottom filling, TC=750°C, TM=350°C). Error bars correspond to two standard déviations 158

Figure 7.13 Optical micrographs of (a) a bottom-filled spécimen 4.3 mm thick, (b) a top-filled spécimen 1.6 mm thick and (b) a top-filled spécimen 1.3 mm thick. The arrow shows microporosity observed in cast part 160

Figure 7.14 Influence of grain size on yield strength from various sources 163

LISTE DES TABLEAUX

Tableau 2.1 Inhibiteurs et gaz protecteurs utilisés pour protéger le magnésium liquide et réduire les réactions moule-métal 25

Tableau 2.2 Propriétés mécaniques (résistance à la traction « Rm » et allongement à la rupture « er ») des alliages AZ63 et AZ92 moulés en sable et à la cire perdue (d'après la référence [63]) 37

Tableau 2.3 Propriétés mécaniques (résistance à la traction « Rm », limite élastique « Re », allongement « er ») de différents alliages de magnésium moulés à la cire perdue (d'après [28,59,82]) 38

Tableau 2.4 Propriétés de l'alliage AZ91HP moulé à la cire perdue (d'après Kim et coll. [83]) 40

Tableau 3.1 Composition de l'alliage AZ91D (% en poids) utilisé durant le projet (NorskHydro Canada) 58

Table 4.1 Thermal properties of pure magnésium and pure aluminum at their respective melting points 71

Table 4.2 Value of adjustableparameters 85

Table 5.1 Standard Gibbs energy (AGreact.) as a function of température (T) and enthalpy (AHreact.) of selected reactions [13,14] 95

Table 5.2 Composition of ingots of AZ91D magnésium alloy (wt %) 100

Table 5.3 Composition of commercial investment used to prépare plaster-based moulds 102

Table 6.1 Literature review about manganese-containing particles detected in Mg-Al base alloys 124

Table 6.2 Chemical composition of AZ91D magnésium alloy ingots (wt %) 125

Table 6.3 Chemical composition of Al-Mn particles (standard déviation in parenthèses) 130

Table 7.1 Coefficients of variation of ultimate tensile strength (UTS), elongation (ef) and yield strength (YS) for top andbottom filling 149

Table 7.2 Typical tensile properties of AZ91 magnésium alloy (as-cast condition) 162

CHAPITRE I

INTRODUCTION

1.1 CONTEXTE DE L'ÉTUDE

La réalisation d'économies d'énergie, le respect de l'environnement et la réduction

des coûts de fabrication passent par l'allégement des structures, en particulier dans le

domaine du transport. Ainsi, les véhicules automobiles devront consommer moins

d'énergie et être donc les plus légers possibles, et il en est de même dans les industries

aéronautique et spatiale. La diminution de poids est également une exigence pour des

produits dans les domaines de l'informatique, de la téléphonie mobile, des bagages, de

l'outillage et des articles de sport. Dans ce contexte, les matériaux métalliques tels que le

magnésium et le titane, aux côtés de l'aluminium, prennent une place de plus en plus

importante dans diverses applications pour lesquelles leur faible masse volumique est un

atout.

Le magnésium, en particulier, est le matériau de structure le plus léger avec une

masse volumique de 1.74 g/cm3, ce qui représente les deux tiers de celle de l'aluminium, le

quart de celle du fer et le cinquième de celle du cuivre. Il possède en outre une rigidité

spécifique élevée, une excellente capacité d'amortissement et une bonne stabilité

dimensionnelle. Cependant, sa structure cristalline hexagonale compacte lui confère peu de

systèmes de glissement à la température ambiante et limite ainsi la quantité de déformation

à froid qu'il peut subir. La fabrication des pièces en alliage de magnésium s'effectue donc

2

essentiellement par moulage ou par déformation à chaud à une température comprise entre

200 et 350°C.

Actuellement, les pièces en alliage de magnésium sont, en grande partie, fabriquées

par moulage sous pression, qui permet la production en grande série de pièces de précision.

L'intérêt de l'industrie pour le magnésium s'explique principalement par sa facilité de

moulage. Sa chaleur de solidification plus basse que celle de l'aluminium permet d'obtenir

des cadences de moulage plus élevées, d'accroître la durée de vie des matrices et de réaliser

ainsi d'importantes économies d'énergie.

Toutefois, les moules utilisés dans le moulage sous pression sont coûteux et longs à

produire. Le nombre d'applications grandissant pour le moulage sous pression a donc

suscité un intérêt croissant pour la fabrication de prototypes avant de lancer l'usinage des

cavités d'injection. Le moulage au plâtre [1-5], le moulage au sable, les assemblages

soudés, le moulage à modèle gazéifiable et le moulage à la cire perdue sont utilisés pour la

fabrication de ces prototypes [6]. La Figure 1.1 compare ces différents procédés en termes

de coût et de délai de production.

Élevé

COUT

Faible

sous pression ■

■ cire perdue

plâtre sables B

■ assemblage soudé

Court DELAI Long

Figure 1.1 Comparaison des délais de production et des coûts relatifs des

techniques utilisées pour la fabrication de prototypes en alliage de

magnésium (d'après Ruden [6]).

3

Bien que la Figure 1.1 montre que le moulage à la cire perdue soit plus coûteux et

nécessite une durée de mise en œuvre relativement plus élevée, ce procédé est celui qui

offre le plus de flexibilité pour la conception des pièces en magnésium. Cette technique est

en effet caractérisée par une très grande liberté de conception, grâce à sa capacité à

reproduire des formes complexes à sections minces et à la possibilité d'obtenir des formes

internes. La précision dimensionnelle est très bonne, ce qui permet d'obtenir une

reproductibilité parfaite des petits détails et de réduire ou de supprimer l'usinage. L'état de

surface est également très bon. Enfin, des pièces normalement composées de plusieurs

éléments peuvent être coulées en une pièce unique, supprimant ainsi les soudures et les

assemblages [7-11]. Le moulage à la cire perdue est d'autant plus intéressant si l'on

considère les progrès récents dans le domaine du prototypage rapide (frittage sélectif par

laser, stéréolithographie...), qui rend possible la réalisation de modèles en cire ou en

polymère avec des délais relativement courts. De plus, le moulage à la cire perdue offre les

mêmes spécifications que le moulage sous pression en termes de précision et de fini de

surface et sa flexibilité permet d'effectuer facilement des modifications dans la conception

de la pièce.

Le moulage à la cire perdue des alliages de magnésium semble donc une avenue

particulièrement intéressante, d'une part, pour la production de prototypes destinés au

moulage sous pression, et d'autre part, pour la fabrication en petite et en moyenne série de

pièces à haute valeur ajoutée.

1.2 MOULAGE À LA CIRE PERDUE DES ALLIAGES DE MAGNÉSIUM : PROBLÉMATIQUE ET

OBJECTIFS DU PROJET DE DOCTORAT

Les premiers travaux concernant le moulage à la cire perdue des alliages de

magnésium datent du début des années 1950. Toutefois, un certain nombre d'entre eux sont

à caractère publicitaire et se limitent à indiquer qu'il est possible de produire des pièces en

alliage de magnésium par ce type de procédé [6,12-14]. Davenport et Orton [15] puis

4

Herrick [16] et Pelligrini [17] ont été les premiers à étudier de manière plus extensive les

propriétés mécaniques de quelques alliages de magnésium moulés en moule monobloc. Ce

n'est pourtant qu'une trentaine d'années plus tard, au milieu des années 1990, que la

littérature fait à nouveau mention de travaux sur le sujet. Cependant, ces dernières études

dénotent un intérêt particulier pour le moulage en carapace au détriment du moulage

monobloc, en raison des problèmes de réactivité entre les constituants du moule de plâtre et

l'alliage de magnésium liquide rapportés par plusieurs auteurs [18-24], ce qui semble en

contradiction avec les études précédentes. Les données concernant le moulage à la cire

perdue (moulage en carapace ou moulage monobloc) des alliages de magnésium ne sont

donc dans leur ensemble ni claires ni exhaustives.

Ainsi, sur le plan de la conception, on ne possède que très peu de lignes directrices

appropriées pour la conception des moules. Les données scientifiques et techniques sur le

moulage à la cire perdue des alliages de magnésium sont rares, en particulier en ce qui

concerne la technique de moulage en moule monobloc. De nombreuses questions surgissent

lorsqu'il s'agit d'optimiser les propriétés mécaniques des pièces obtenues en fonderie. La

détermination des paramètres de moulage permettant d'obtenir des pièces saines aux

propriétés mécaniques satisfaisantes s'avère donc nécessaire. Dans ce contexte, l'objectif

général de ce projet de doctorat visait l'étude du procédé de moulage à la cire perdue en

moule monobloc et des caractéristiques des pièces en alliage de magnésium (AZ91D plus

particulièrement) produites par ce procédé.

Plus spécifiquement, trois volets principaux ont été abordés, lesquels sont

étroitement liés puisqu'ils gouvernent la qualité des pièces obtenues. Tout d'abord, la

réussite d'une pièce moulée passe entre autres par une bonne aptitude de l'alliage liquide à

alimenter adéquatement le moule. La qualité du remplissage dépend non seulement des

conditions de moulage (températures du moule et de l'alliage liquide) mais aussi de la

conception du système de coulée et de la nature de l'alliage. Elle est particulièrement

importante en moulage à la cire perdue puisque des pièces minces aux formes complexes

doivent être remplies. Or, cet aspect a été peu abordé dans le cas des alliages de magnésium

dans la littérature. Dans ce contexte, il est nécessaire de déterminer l'importance relative

s

des paramètres de moulage sur la capacité de remplissage de l'alliage de magnésium et de

déterminer l'épaisseur minimale des pièces que l'on peut obtenir par ce type de procédé.

Par ailleurs, les problèmes reliés aux réactions moule-métal sont d'une importance

majeure lorsque l'on considère la qualité des pièces moulées. À haute température, le

magnésium et ses alliages possèdent une capacité réductrice relativement élevée. Ils sont

donc très réactifs vis-à-vis de nombreux matériaux de moulage, endommageant les pièces

moulées et, dans le pire des cas, pouvant conduire à l'explosion du moule. Dans le cas du

moulage à la cire perdue, les informations disponibles demeurent contradictoires sous

plusieurs aspects. Quelle est l'origine des réactions moule-métal observées ? Quel est leur

effet sur la qualité des pièces moulées ? Et s'il y a lieu, quels sont les paramètres qui

permettraient de les limiter ? Telles sont les questions auxquelles les présents travaux

tenteront de répondre.

Finalement, les propriétés mécaniques des pièces moulées (résistance, ductilité, etc.)

dépendent beaucoup de la microstructure et des défauts qui peuvent découler des conditions

de moulage. Dans le cas des alliages de magnésium moulés à la cire perdue, ces propriétés

sont mal connues. Une étude expérimentale est donc nécessaire afin de déterminer le rôle

des paramètres de moulage et de la conception du moule sur ces propriétés.

1.3 STRUCTURE DE LA THÈSE

La thèse est divisée en huit chapitres principaux. En premier lieu, le chapitre II

présentera une revue de littérature couvrant les divers aspects du projet. Plus

particulièrement, les problèmes reliés au remplissage de sections relativement minces

seront abordés. Les diverses réactions moule-métal qui peuvent intervenir seront ensuite

examinées. Finalement, les principaux résultats concernant la microstructure et les

propriétés mécaniques des alliages de magnésium moulés par la méthode de la cire perdue

seront exposés.

6

Le chapitre III, quant à lui, décrira la démarche expérimentale relative à chacun des

volets du projet, ainsi que les techniques mises en œuvre tout au long de ce travail.

Les résultats obtenus sont ensuite regroupés, sous forme d'articles, dans les

chapitres IV à VII. Comme il a été mentionné précédemment, les objectifs du travail de

recherche s'orientent autour de trois axes principaux. Ainsi, le chapitre IV traite de la

fluidité de l'alliage AZ91D moulé à la cire perdue. L'analyse des réactions moule-métal

mises en jeu lors du moulage de l'alliage AZ91D dans un moule de plâtre est quant à elle

présentée au chapitre V. Enfin, les chapitres VI et VII seront consacrés à l'étude de la

microstructure et des propriétés mécaniques de l'alliage AZ91D moulé à la cire perdue.

Finalement, les conclusions et les perspectives de ce projet seront respectivement

exposées dans les chapitres VIII et IX.

7

1.4 RÉFÉRENCES

1. D. L. Albright. «Engineering the New Génération of Magnésium Die Casting». 1987. Magnésium in the Auto Industry : Prospects for the Future-Proceedings 44th Annual World Magnésium Conférence, Tokyo, Japan, May 17-20 1987, McLean, VA: International Magnésium Association, p. 46-53.

2. J. Davis and J. R. Brevick. «Effects of Sand and Carbon Fiber Additions on Plaster Mold and Casting Properties». 1990. AFS Transactions, 98, p. 301-304.

3. J. R. Brevick, J. W. Davis and C. Dincher. «Towards Improving the Properties of Plaster Moulds and Castings». 1991. Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part B : Journal of Engineering Manufacture, 205, no. 4, p. 265-269.

4. N. Fantetti, M. O. Pekguleryuz and M. M. Avedesian. «Magnésium Plaster-Cast Prototypes vs. Diecastings - a Comparative Evaluation of Properties». 1991. Magnésium at the Threshold? 48th Annual World Magnésium Conférence, Québec City, Canada, June 18-21 1991, McLean, VA: International Magnésium Association, p. 25-31.

5. W. Lamb. «Plaster Mold Parts: Ifs as Easy as A.P.C.». 1990. Die Casting Management, 8, no. 5, p. 22-23.

6. T. Ruden. «Prototype Alternatives for Magnésium Die Castings». 1991. Die Casting Management, 9, no 5, p. 26-29.

7. E. L. Cady. Précision Investment Castings. 1948. New York, NY: Reinhold Publishing Corp, 364 p.

8. Investment Casting Institute. Investment Casting Handbook. 1968. Chicago: Investment Casting Institute, 305 p.

9. «Casting». In: Metals Handbook, Desk Edition. 1985. Metals Park, OH: American Society for Metals, p. 23.1-23.64.

10. A. J. Clegg. Précision Casting Processes. 1991. Oxford: Pergamon Press, 293 p.

11. P. Cuenin. «Moulage - Noyautage». 1994. Techniques de l'Ingénieur, MC, article M3512.

12. Anonymous. «Magnésium Investment Casting». 1965. Précision Métal Molding, 43, no 7, p. 38-39.

13. Anonymous. «Magnésium Alloy Casting Process». 1987. Materials Engineering, 104, no 11, p. 12.

8

14. P. S. Frederick. «Prototyping Magnésium Alloy Castings». 1988. Automotive Engineering, 96, no 5, p. 62-64, 66, 68, 70.

15. W. F. Davenport and G. W. Orton. «Investment Casting Magnésium». 1950. Iron Age, 165, no 7, p. 94-96.

16. K. Herrick. «Magnesium-Base Alloys Investment Cast Properties». 1961. AFS Transactions, 69, p. 179-188.

17. C. J. Pellegrini. «Investment Cast Zirconium-Bearing Magnesium-Base Alloys». 1962. AFS Transactions, 70, p. 1229-1234.

18. M. H. Idris and A. J. Clegg. «Processing and Evaluation of Investment Cast Magnesium-Base Alloy». 1996. AFS Transactions, 104, p. 237-244.

19. M. H. Idris, A. Ourdjini, E. Hamzah and A. .1. Clegg. «Suppression of Mold-Metal Reactions during Investment Casting». 2000. Proceedings of the Magnésium Alloys and their Applications Conférence, Munich, Germany, September 27-28 2000, Weinheim, Germany: Wiley-VCH, p. 628-634.

20. M. H. Idris, A. Ourdjini, E. Hamzah and A. J. Clegg. «Investment Casting for Magnésium Alloy». 2000. Proceedings of the Second International Conférence on Advanced Manufacturing Technology, organised by Technological University, Johor Bahru, Malaysia, August 16-17 2000, p. 591-594.

21. M. H. Idris, M. S. Yong and A. J. Clegg. «Précision Casting of a Magnesium-Base Alloy». 1997. Foundryman, 90, no 4, p. 140-144.

22. S. Kim, T. Hong and Y. Kim. «Evaluation of Thermal Stability of Mold Materials for Magnésium Investment Casting». 2001. Materials Transactions, 42, no 3, p. 539-542.

23. S. Kim, M. Kim, T. Hong, H. Kim and Y. Kim. «Investment Casting of AZ91HP Magnésium Alloy». 2000. Metals and Materials International, 6, no 3, p. 275-279.

24. M. Rosefort, S. Korte and A. Buhrig-Polaczek. «Investment Casting of Magnésium». 2003. Proceedings of the 6th International Conférence Magnésium Alloys and their Applications, Wolfsburg, Germany, November 18-20 2003, Weinheim, Germany: Wiley-VCH, p. 752-757.

CHAPITRE II

ÉTAT DES CONNAISSANCES

2.1 CAPACITÉ DE REMPLISSAGE DES SECTIONS MINCES

2.1.1 Considérations générales

La fluidité est une propriété du métal liquide qui intervient dans une large mesure

dans la réussite des pièces de fonderie. En effet, un manque de fluidité est à l'origine de

défauts, tels que les non-venus, les reprises ou les rides, qui peuvent mener au rejet d'un

grand nombre de pièces. Elle est notamment déterminante en moulage à la cire perdue où

des sections minces et complexes doivent être remplies.

Pour le physicien, la fluidité représente l'inverse de la viscosité et est une propriété

fondamentale du liquide. En fonderie, la signification du terme « fluidité » est différente. Si

le métal ne remplit pas complètement la cavité d'un moule, on dit qu'il manque de fluidité.

La fluidité est alors une mesure empirique de la distance que peut parcourir le métal liquide

avant sa solidification et est dépendante de nombreuses constantes physiques et de

variables associées à l'expérimentation. La définition de la fluidité en fonderie n'est

toutefois pas très claire et différentes terminologies ont été utilisées dans diverses langues,

telles que « coulabilité », « running quality », « running capacity », « runnability »,

« castability », « flowability », « flowing power» [1] ou « FliePvermogen »,

« Formfullungsvermôgen » [2].

10

Afin de clarifier ce concept, Campbell et coll. [3] ainsi que Stojanov et coll. [2]

distinguent deux types de fluidité, selon des critères statiques et dynamiques. Le premier

type de fluidité répond à des critères dynamiques et est appelé coulabilité (« flowability »).

La coulabilité intervient surtout dans le cas de sections relativement larges et pour des

températures de moule et/ou de coulée relativement faibles. Elle est contrôlée par la

solidification, dépend de la surchauffe, des transferts de chaleur et autres facteurs

thermiques. Le second type de fluidité, appelé « fillability » et que l'on traduira par le terme

« capacité de remplissage », répond à des critères statiques. La capacité de remplissage est

limitée par la tension de surface et la hauteur de métal. Le remplissage est contrôlé par un

équilibre mécanique de forces, qui n'est influencé ni par le mode de solidification ni par

une augmentation de la température. Dans le cas des sections minces, le transfert de chaleur

et la tension de surface contribuent tous les deux à limiter le remplissage du moule.

Dans la littérature, plusieurs modèles ont été utilisés pour mesurer la fluidité comme

le montre la Figure 2.1.

Métal liquide

(a)

I II Il II 1 11 II II II I

i ii M H H H ii m m H u il il m u i il il il n M n in - n n n n n ii n . ii n it n n n n i n ii . i i ii u ii n

n n il n u u n i I I! Il II II II II I (à)

Vide

(b)

g>

l^ l^

(e) (0

Figure 2.1 Modèles utilisés pour mesurer la fluidité en moulage à la cire perdue :

(a) tube à succion, (b) spirales [4], (c) coins [2,5], (d) grilles de rétention

[4], (e) lames verticales [3,5] et (f) U inversé [5].

I l

Dans le cas des alliages moulés à la cire perdue, on retrouve plus spécifiquement les

spirales, les coins, les grilles de rétention et les lames verticales. On notera cependant que la

diversité des modèles rend difficile la comparaison des résultats obtenus par les différents

groupes de recherche.

2.1.2 Facteurs affectant la fluidité

2.1.1.1 Facteurs associés à la nature du moule

a) Influence des propriétés thermiques (conductivité thermique, effusivité

thermique, diffusivité thermique, coefficient de transfert de chaleur)

La conductibilité thermique caractérise la capacité du moule à transmettre la

chaleur : plus vite un moule peut transférer la chaleur d'une région chaude à une région

froide, plus vite la pièce se solidifie. Dans le cas du moulage à la cire perdue, la

conductivité thermique du moule est relativement faible, ce qui a pour effet de retarder la

solidification du métal et donc d'améliorer le remplissage des cavités. En pratique, la

conductivité thermique peut être abaissée en augmentant la porosité et la masse volumique

du moule [6].

L'effusivité thermique (« heat diffusivity ») représente la capacité d'un moule à

absorber la chaleur. Elle dépend du produit de la conductivité thermique du métal « K », de

sa masse volumique «p » et de sa chaleur spécifique «cp» [7]. Les moules de plâtre

possédant une effusivité thermique relativement faible, ils absorbent très peu de chaleur

lorsque le métal liquide y pénètre, ce qui contribue à retarder la solidification [8] et donc à

améliorer la coulabilité.

Par ailleurs, la diffusivité thermique (« thermal diffusivity »), « a », est une mesure

de la capacité du moule à dissiper la chaleur. Elle dépend des mêmes paramètres que

l'effusivité thermique et s'écrit comme suit :

12

a = — (2.1) p.cP

Ce facteur est important lorsqu'il s'agit de remplir des sections larges, une diffusivité

thermique plus faible favorisant une augmentation de la coulabilité.

Finalement, le coefficient de transfert de chaleur est un facteur important dans le

remplissage de sections larges. Plus la résistance au flux de chaleur à l'interface moule-

métal est importante, plus le métal gardera longtemps sa chaleur et restera fluide. Abaisser

le coefficient de transfert de chaleur par l'utilisation d'un revêtement à la surface du moule,

par exemple, favorise le remplissage du moule [9,10].

b) Perméabilité

Les gaz présents dans la cavité du moule peuvent, d'une part, engendrer des non-

venus en réduisant la vélocité du métal et, d'autre part, réagir avec le métal de façon à

augmenter la tension de surface et donc à abaisser la capacité de remplissage du moule.

Dans le cas du moulage à la cire perdue, le moule possède des cavités qui doivent être

parfaitement remplies en un temps relativement court. Il est alors important que tout gaz

présent dans la cavité du moule puisse s'échapper avant que la solidification du métal ne se

produise. La perméabilité du moule, qui correspond à son aptitude à se laisser traverser par

un fluide (liquide ou gaz) sous l'effet d'un gradient de pression, doit être relativement

importante pour permettre l'évacuation des gaz présents dans la cavité du moule et par

conséquent favoriser le remplissage du moule.

2.1.1.2 Facteurs associés à la nature de l'alliage

a) Mode de solidification

La coulabilité dépend dans une large mesure de la composition de l'alliage. Il

semble ainsi préférable d'utiliser des alliages à intervalle de solidification court si on

13

souhaite une bonne coulabilité. Ce comportement peut s'expliquer si l'on considère le

mode de solidification. Dans le cas des métaux purs, la solidification s'effectue selon un

front de solidification plan [10-13], sous forme de grains basaltiques qui croissent à partir

des parois du moule vers le centre de la pièce. Le métal liquide peut continuer à s'écouler

dans le chemin de coulée jusqu'à ce que les fronts de solidification se rejoignent, fermant le

canal. Pour les alliages dilués (avec un pourcentage en soluté relativement faible),

l'écoulement cesse de façon analogue aux métaux purs. Cependant, le front de

solidification n'est plus plan, mais devient dentelé. La formation de dendrites qui se

projettent dans le métal crée une résistance à l'écoulement du fluide. L'écoulement du

métal est donc arrêté beaucoup plus vite que dans le cas des métaux purs [12,13].

Finalement, dans le cas des alliages riches en soluté, la croissance et la fragmentation des

dendrites au début de la solidification conduit à une structure équiaxe. Les dendrites

croissent tout en progressant avec le flux de métal jusqu'à ce que la friction devienne

suffisamment importante pour provoquer l'arrêt de l'écoulement [12,13].

La morphologie des structures de solidification joue également un rôle important sur

la capacité de remplissage. Dans le cas des alliages riches en soluté, du métal partiellement

solidifié parvient vers les détails fins, alors que les métaux purs et les alliages qui se

solidifient avec une interface solide-liquide plane délivrent du métal complètement liquide

vers les détails du moule [5]. Ainsi, les alliages possédant un intervalle de solidification

court favorisent le remplissage des moules [5].

b) Enthalpie de fusion

La coulabilité est d'autant plus importante que l'enthalpie de fusion est élevée [5,8].

Une enthalpie de fusion relativement grande contribue à augmenter la quantité de chaleur

que le métal doit dissiper avant de se solidifier. Ainsi, les alliages hypereutectiques Al-Si

possèdent une fluidité relativement élevée, étant donné que l'enthalpie de fusion du

silicium primaire est 4.5 fois supérieure à celle de l'aluminium pur [5,8,14].

14

c) Viscosité

La viscosité d'un métal liquide est une propriété qui traduit la résistance de ce métal

à s'écouler. L'influence de la viscosité sur la coulabilité du métal liquide dépend de la

température à laquelle il se trouve [5]. Sous le liquidus, la viscosité augmente de plusieurs

ordres de grandeur avec une diminution de température. La vitesse d'écoulement est alors

fortement diminuée, ce qui conduit à une diminution rapide de la coulabilité. Au-dessus du

liquidus en revanche, l'influence de la viscosité sur la coulabilité est extrêmement faible

[10,11,15].

d) Tension de surface

La tension superficielle oppose continuellement une résistance à l'écoulement du

métal liquide [8]. Toutefois, la tension de surface exerce une influence relativement faible

sur la coulabilité lorsque le canal dans lequel s'effectue l'écoulement est large ou lorsque la

pression métallostatique est suffisamment élevée. En revanche, la contribution de la tension

de surface augmente de façon importante et diminue la coulabilité lorsque le canal est étroit

ou lorsque la pression métallostatique est insuffisante [5,12,15]. La capacité de remplissage

est quant à elle fortement influencée par la tension de surface. Si la pression métallostatique

est trop faible, le remplissage de la cavité ne pourra avoir lieu.

2.1.1.3 Influence des paramètres de procédé

a) Température de coulée

Lorsque du métal liquide est versé dans un moule froid, le moule est immédiatement

chauffé par le métal liquide, qui lui-même se refroidit. Si la température du métal n'est pas

suffisamment élevée par rapport au liquidus, le liquide peut se solidifier avant le

remplissage complet de la cavité. Par conséquent, il est nécessaire d'augmenter la

température du métal liquide bien au-dessus du liquidus, en le surchauffant, l'enthalpie du

métal étant alors augmentée. La plupart des études montrent que la coulabilité augmente

15

linéairement en fonction de la température de coulée [15-20]. En revanche, la surchauffe ne

permet pas d'améliorer la capacité de remplissage des sections minces, celle-ci dépendant

de la tension de surface.

b) Température du moule

La coulabilité d'un métal pur ou d'un alliage augmente avec la température du

moule, car il y a alors une réduction du taux de transfert de chaleur vers le moule [5]. En

effet, le flux de chaleur du métal vers le moule étant fonction de la différence de

température entre le métal et le moule, augmenter la température du moule permet

d'allonger la période pendant laquelle l'alliage demeure liquide. Il a ainsi été observé que la

coulabilité varie proportionnellement à l/(TMétai - TMouie) [5]. En revanche, la température

du moule ne semble pas influencer la capacité de remplissage des cavités, sauf si la tension

de surface est affectée par la température.

c) Conception du système de coulée

La vélocité du métal liquide joue un rôle sur la capacité de remplissage du moule. À

des vélocités relativement faibles, le temps que le métal met pour remplir les cavités peut

être suffisamment long pour refroidir le volume de métal à une température où la

coulabilité est beaucoup plus faible [18]. Au contraire, des vélocités relativement élevées

favorisent le remplissage du moule, mais les turbulences créées peuvent avoir un effet

néfaste sur les propriétés de la pièce moulée [8].

Dans ce contexte, il est nécessaire que la conception du système de coulée soit bien

faite pour assurer le remplissage rapide des cavités tout en minimisant les turbulences. Par

exemple, on cherchera à remplir l'empreinte le plus rapidement en considérant la position,

le nombre, la dimension et la forme des attaques de coulée ; on tendra vers un remplissage

régulier de l'empreinte et on évitera tout ce qui pourrait faire obstacle au déplacement

normal du métal dans le moule, en éliminant les contre-pressions ou en réduisant les pertes

de charge.

16

Par ailleurs, Flemings a montré que la pression métallostatique était directement liée

à la vélocité du métal liquide [10]. La pression métallostatique (analogue à la pression

hydrostatique) est causée par l'action de la gravité sur la colonne de métal qui s'élève au-

dessus d'un point donné de la cavité de moulage. Elle est calculée comme le produit

« p.g.h » dans lequel « h » est la hauteur de métal, « p » la masse volumique du métal et

« g » l'accélération de la pesanteur. La pression métallostatique affecte la coulabilité. Ainsi,

une amélioration significative de la fluidité peut être obtenue en pratique en augmentant la

hauteur de la colonne de métal [10]. Elle influence également la capacité de remplissage,

car elle agit à rencontre de la tension de surface du métal pour remplir les aspérités du

moule.

d) Propreté du métal liquide

Les gaz dissous, les films d'oxyde, les inclusions, les impuretés non métalliques de

même que les particules intermétalliques présentes dans le métal liquide peuvent réduire la

coulabilité de manière relativement importante [11,21,22]. L'ampleur de cette diminution a

été évaluée pour différents alliages dans différentes conditions, et on a montré qu'elle

pouvait atteindre jusqu'à 20% [21]. Les gaz dissous peuvent modifier certaines propriétés

du métal comme la viscosité. Les films d'oxyde solides comme ceux qui se forment à la

surface des alliages d'aluminium liquides peuvent former autour du flot de métal une

enveloppe continue possédant une tension de surface élevée et restreindre le flux de métal.

Ces films, appelés « bifilms » [23], peuvent également être brisés et incorporés à l'alliage

qui s'écoule au risque d'augmenter la viscosité du métal. Les films d'oxyde contribuent

ainsi à réduire la capacité du métal à reproduire les plus petits détails [11]. Néanmoins, il a

été montré que la filtration de ces impuretés résultait en une amélioration substantielle de la

coulabilité, jusqu'à 25% [24].

17

c) Méthodes externes

En moulage à la cire perdue, il est nécessaire de remplir des sections minces et de

reproduire des formes complexes. Or, étant donnée la perméabilité relativement faible des

moules utilisés, le simple moulage par gravité ne suffit pas pour assurer le remplissage

complet des cavités. Différentes méthodes ont été développées afin de pallier cette

difficulté, comme la centrifugation [4,6,25-27], le remplissage assisté du vide et

l'application de vibrations.

L'assistance du vide consiste à placer les moules dans une chambre hermétique

connectée à une pompe à vide. La pression dans la chambre est réduite juste avant la coulée

du métal dans le moule. Lorsque le métal est versé dans le moule, l'air qui doit être déplacé

par le métal est aspiré à travers les porosités du moule. Le vide est maintenu jusqu'à

solidification complète de la pièce [6,24,28]. La réduction de pression dans le cas du

remplissage assisté du vide permet d'éliminer la contre-pression associée à la présence de

gaz dans la cavité du moule. La surpression à l'intérieur du moule est également éliminée

localement à travers les porosités du moule ou éventuellement à travers des évents.

En 1970, ce principe a été amélioré par l'introduction de châssis de moulage

perforés, appelés « frettes », qui permettent d'obtenir des pressions différentielles plus

importantes et mieux distribuées, une plus grande surface du moule étant exposée au vide

[6,27]. Un collet est soudé au niveau de l'extrémité supérieure de ces frettes. La frette est

placée de manière telle que la partie perforée se retrouve dans la chambre à vide, le collet

maintenant la frette en position. L'étanchéité du système est assurée à l'aide d'un joint

torique, résistant à des températures relativement élevées. La Figure 2.2 montre

schématiquement le principe du remplissage assisté du vide.

IX

CoËet

Châssis de moulage perforé (frette)

-Vfs —■

lr 1

-r—1

Joint

Chambre à vide

Vers la pompe à vide

Figure 2.2 Schéma illustrant le principe du remplissage assisté du vide (d'après

Beeley [6]).

L'application de vibrations peut aussi aider au remplissage des pièces. Le principe

consiste à fixer solidement le moule à une table vibrante et à verser le métal tout en

appliquant des vibrations à des amplitudes et des fréquences spécifiées. Il a été montré par

Levinson et coll. [29] que l'application de vibrations améliorait la capacité de remplissage

des alliages de façon prononcée selon l'intensité des vibrations. Cette amélioration semble

être due au fait que les vibrations ont pour effet de briser les films de surface qui peuvent

ralentir la progression du métal liquide dans les cavités. Flemings et coll. [15] ont

également constaté que l'application des vibrations permettait d'améliorer la capacité de

remplissage de manière appréciable, en particulier pour des hauteurs de métal relativement

faibles. Les vibrations augmenteraient dans ce cas la hauteur de métal effective (effets

d'accélération).

19

2.1.3 Cas des alliages de magnésium

Dans la littérature, il existe quelques travaux portant sur la fluidité du magnésium et

de ses alliages. Cependant, aucune étude n'a été effectuée sur la fluidité des alliages de

magnésium moulés à la cire perdue.

Niesse et coll. [30] ont étudié la fluidité de plusieurs alliages de magnésium

(systèmes Mg-Al, Mg-Zn, Mg-Al-Zn, Mg-Zn-Zr, Mg-Th-Zr, Mg-RE, Mg-RE-Zr, où RE

représente des terres rares), à l'aide de tubes à succion. Pour la plupart des systèmes

d'alliages, les auteurs ont constaté que la fluidité diminuait de manière importante avec

l'addition de petites quantités d'éléments d'alliage, puis augmentait à l'approche de la

composition eutectique. Les résultats sont moins clairs en ce qui concerne les alliages

contenant du zirconium, du thorium ou des terres rares. Finalement, la fluidité varie de

manière inversement proportionnelle à l'intervalle de solidification (écart de température

entre le liquidus et le solidus).

Sundarrajan et coll. [31] ont observé que dans le cas des alliages Mg-Al, la fluidité

est inversement proportionnelle à l'intervalle de solidification. Elle est minimale pour une

concentration en aluminium de 5%. Par ailleurs, le même groupe de recherche a observé

que la capacité à reproduire les détails du moule augmente avec la concentration en

aluminium [20]. Les variations ont été attribuées à la surchauffe, la pression métallostatique

et la diminution du taux de solidification.

Plus récemment, un groupe de chercheurs chinois [32-36] a effectué des essais de

fluidité à l'aide de spirales moulées en sable sur des alliages Mg-Al. Les résultats montrent

que la fluidité est plus importante avec une augmentation de la surchauffe. Ils ont

également étudié l'influence des éléments d'alliage (aluminium, silicium, béryllium, terres

rares) sur la fluidité. Ces éléments peuvent modifier le liquidus, l'intervalle de

solidification, la morphologie de l'interface solide/liquide, la chaleur de fusion et la tension

de surface et donc modifier la fluidité.

20

L'addition d'aluminium (6-12%) permet d'améliorer la fluidité du magnésium [33],

puisqu'elle amène une diminution du liquidus et de l'intervalle de solidification et que la

chaleur de fusion de la phase MgnAln est plus importante que celle de oMg.

Les chercheurs ont également constaté que l'addition de silicium (0-2% en poids) à

l'alliage Mg-6A1 permettait d'obtenir une meilleure fluidité [35]. La fluidité augmente

d'abord progressivement avec des ajouts de 0.3 et 1.0% en poids de silicium, puis

fortement avec 1.5% de silicium. Toutefois, l'ajout de silicium mène à la formation de

particules de Mg2Si indésirables. Néanmoins, l'enthalpie de fusion de ces inclusions est

relativement élevée et le silicium a peu d'effet sur le liquidus, ce qui entraîne globalement

une diminution du taux de solidification et une augmentation de la fluidité. De plus, dans le

système Mg-Si, la composition de l'eutectique Mg-Mg2Si est d'environ 1.5% Si. Pour

l'alliage Mg-6Al-1.5Si, on observe alors un changement dans le mode de solidification

[33]. Dans ce cas, l'interface solide-liquide est plus plane, et la fluidité est améliorée.

L'ajout de béryllium au système Mg-Al-Zn a également un effet bénéfique sur la

fluidité comparativement à l'alliage AZ91D. Le même groupe de chercheurs observe

également que la fluidité augmente pour des températures de coulée comprises entre 690 et

750°C, puis diminue au-delà de 750°C. En présence de béryllium, la susceptibilité de

l'alliage de magnésium à réagir avec l'oxygène diminue. Il en résulte une diminution de la

viscosité de l'alliage liquide et donc une augmentation de la fluidité. Au-delà de 750°C,

l'oxydation de l'alliage s'accélère et la fluidité diminue [36].

L'ajout de terres rares (RE) (>3%) permet également d'augmenter la fluidité des

alliages AZ91, Mg-6A1 et Mg-Al-Zn-Be [32-34,36]. Les terres rares ont pour effet de

diminuer l'intervalle de solidification. De plus, il se forme des composés AlnRE3 qui

possèdent une chaleur latente de fusion relativement élevée, ce qui a pour effet d'augmenter

la fluidité de l'alliage. En revanche, les terres rares possèdent une forte affinité pour

l'oxygène et peuvent ainsi mener à la formation d'inclusions et donc à la diminution de la

fluidité. Lorsque la température de coulée est comprise entre 711 et 750°C, la fluidité

augmente, étant donné que la viscosité et la tension de surface diminuent et que la capacité

21

calorifique du métal augmente. Au-dessus de 750°C, la fluidité diminue, l'oxydation de

l'alliage est d'autant plus favorisée que la température de coulée augmente. Les auteurs ont

également remarqué qu'augmenter la température du moule permettait d'augmenter

fortement la fluidité, étant donné que le temps de solidification est plus long. Finalement,

ils ont observé que la fluidité augmentait avec une augmentation de l'épaisseur de la pièce.

Ils ont déterminé une épaisseur de pièce critique (comprise entre 1.0 et 2.5 mm selon les

conditions de coulée) en dessous de laquelle la fluidité augmente lentement avec

l'épaisseur. Au-dessus de cette épaisseur critique, on observe une forte augmentation de la

fluidité avec l'épaisseur, le temps de solidification est alors plus long et la contribution des

phénomènes de tension de surface plus faible.

D'autres essais ont été effectués à l'aide de spirales moulées en moule permanent

sur des alliages des séries AZ et AM. Les résultats montrent que l'aluminium et le

béryllium sont les éléments majeurs affectant la fluidité, l'aluminium en diminuant la

température du liquidus et le béryllium en augmentant la résistance à l'oxydation de ces

alliages [37].

Finalement, Hua et coll. [38] ont étudié l'influence de la température de coulée et de

la composition de l'alliage sur la fluidité d'alliages de magnésium Mg-Al-Zn-Mn-Ce. Les

mesures ont été effectuées à l'aide de tubes à succion. Les auteurs trouvent que le meilleur

modèle pour caractériser l'influence de la température de coulée sur la fluidité est une

fonction exponentielle. Ils indiquent aussi que l'ajout d'éléments d'alliage influence la

température du liquidus, le mode de solidification, ainsi que la formation de composés

intermétalliques, ce qui induit des modifications au niveau de la fluidité du magnésium.

22

2.2 ÉTUDE DES RÉACTIONS ENTRE LE MOULE ET LE MÉTAL LIQUIDE LORS DU

MOULAGE À LA CIRE PERDUE DES ALLIAGES DE MAGNÉSIUM

Les réactions moule-métal peuvent influencer la qualité des pièces moulées de façon

déterminante, puisqu'elles peuvent conduire à la formation de défauts dans la pièce. Elles

sont particulièrement importantes dans le cas des alliages de magnésium, puisque ces

alliages sont très réactifs. Dans un premier temps, il sera question des différents types de

réactions qui peuvent se produire entre les constituants du moule et le métal liquide, puis

l'état des connaissances portant sur la réactivité des alliages de magnésium moulés à la cire

perdue sera discuté.

2.2.1 Réactions possibles entre le moule et les alliages moulés

Divers types de réactions peuvent survenir entre le matériau de confection du moule

et l'alliage liquide qui y est versé.

Le métal liquide peut réagir directement avec certaines composantes du moule. Par

exemple, dans le cas du moulage d'alliages de titane dans des moules de sable ou dans des

carapaces destinées au moulage à la cire perdue, il peut se former divers oxydes entre le

titane et l'oxygène présent dans le moule. Le titane réduit la silice contenue dans la

carapace utilisée en moulage à la cire perdue pour donner du silicium et de l'oxyde de

titane [39-41]. Le métal liquide peut également dissoudre le moule. Ce phénomène est

généralement négligé dans le cas du moulage à la cire perdue, mais il existe certains cas

d'exception, comme pour les alliages de titane. Lors de la coulée du titane et de ses alliages

en carapace, il peut se former une couche de réaction enrichie en éléments provenant du

moule (carbone, azote et surtout oxygène) [42,43]. La nature fragile de cette couche peut

provoquer une rupture prématurée de la pièce.

Le métal liquide peut réagir avec les gaz (généralement l'air) présents dans le

moule. Cette réaction mène à la formation d'oxydes qui sont néfastes pour la qualité des

pièces obtenues (formation d'inclusions et diminution des propriétés mécaniques) [44].

23

Dans le cas particulier du moulage avec modèle gazéifiable, les gaz présents proviennent de

la décomposition du polystyrène par le métal liquide [8,45]. Par exemple, pour les fontes,

de l'hydrogène, du méthane et une quantité considérable de carbone libre sont générés. Le

carbone se dépose à la surface du front de métal liquide et peut mener à des défauts dans la

pièce [8], Finalement, le métal liquide peut aussi réagir avec les gaz présents dans le moule

et les produits de cette réaction peuvent ensuite réagir à leur tour avec le moule. Par

exemple, chez certains alliages ferreux, l'oxydation du fer par l'oxygène est suivie de la

réaction entre l'oxyde de fer (FeO) et la silice (SiC^) contenue dans le moule pour former la

fayalite (Fe2Si04). Cette réaction s'accompagne souvent d'une infiltration de métal dans le

moule, ce qui entraîne une détérioration de la surface de la pièce [8,46].

Le métal peut aussi s'infiltrer dans le moule, selon deux autres mécanismes :

l'infiltration du métal en phase liquide et l'infiltration du métal en phase vapeur. Le

problème de l'infiltration du métal liquide est surtout rencontré en moulage au sable, où le

métal pénètre entre les grains de sable. Il en résulte alors une détérioration du fini de

surface de la pièce (obtention d'une surface rugueuse) [46]. Dans le deuxième cas, les

vapeurs de métal peuvent diffuser à travers les pores du moule et se condenser sur les

agrégats du moule [46]. Par exemple, dans les aciers riches en manganèse moulés en sable,

on observe la contamination du moule de sable par les vapeurs de manganèse. Ces vapeurs

s'infiltrent à travers les grains de sable et réagissent avec les oxydes de fer présents dans le

sable d'olivine utilisé [47].

2.2.2 Réactivité des alliages de magnésium

De manière générale, le magnésium et ses alliages sont caractérisés par leur grande

affinité pour l'oxygène de l'air et leur forte propension à réagir avec les matériaux de

moulage. Cela vient du fait que la couche d'oxyde qui se forme à la surface du magnésium

liquide n'est pas protectrice. De plus, la pression de vapeur du magnésium est élevée à des

températures relativement basses. Le magnésium liquide brûle spontanément dans l'air,

cette combustion étant alimentée par les vapeurs de magnésium.

24

Il s'avère donc souvent nécessaire d'utiliser des inhibiteurs ou des gaz protecteurs

pour protéger le magnésium liquide. Le Tableau 2.1 recense les principaux inhibiteurs et

gaz protecteurs utilisés pour réduire les réactions moule-métal. Les « flux » sont des

poudres composées de mélanges de chlorures et de fluorures. Saupoudrés à la surface du

métal liquide, ils forment une couche protectrice à la surface du métal liquide. En raison

toutefois de leur influence néfaste sur la résistance à la corrosion des pièces moulées et des

équipements de moulage, la protection par « flux » a été supplantée par la protection par

atmosphère, qui met en œuvre des gaz protecteurs, comme l'argon, le dioxyde de soufre et

l'hexafluorure de soufre SFÔ. Finalement, des inhibiteurs peuvent être ajoutés dans les

moules pour limiter les réactions moule-métal. Ainsi, des inhibiteurs comme le fluoborate

de potassium, le fluorure d'aluminium, l'acide borique ou le carbone sont utilisés lors du

moulage au sable des alliages de magnésium. Ils peuvent former soit une couche protectrice

à la surface du magnésium liquide, soit une atmosphère protectrice dans l'empreinte, soit

un revêtement protecteur autour des grains de sable [48]. Dans le cas du moulage au plâtre,

du fluorure d'aluminium a été incorporé [48].

Dans le cas du moulage à la cire perdue des alliages de magnésium, Emley [49]

affirme, en 1966, qu'aucun inhibiteur n'est nécessaire puisque le moule est cuit à très haute

température et que le métal se solidifie assez rapidement. Pourtant, la littérature disponible

indique la nécessité d'utiliser des inhibiteurs ou des gaz protecteurs sans lesquels les

réactions moule-métal ne peuvent qu'avoir lieu. Torok et Wilson [28] ont ainsi présenté

une revue des différents inhibiteurs utilisés : soufre, SF6, SO2, KBF4, AIF3, BF3. Les

données concernant le moulage à la cire perdue des alliages de magnésium ne sont donc pas

très claires, voire contradictoires, comme le montre la prochaine section.

25

Tableau 2.1 Inhibiteurs et gaz protecteurs utilisés pour protéger le magnésium

liquide et réduire les réactions moule-métal.

Inhibiteur Propriétés

Protection de

la surface du

métal liquide

[49-51]

Gaz

protecteurs

[28,49-56]

Éléments

ajoutés aux

constituants

du moule

[28,50,57]

Flux

(MgCl2 et

autres

chlorures)

Soufre

Fluides à la température du métal liquide. Inconvénients :

1) oxydation du flux qui forme un composé épais susceptible

de se craqueler et d'exposer le métal liquide à l'air ambiant ;

2) contamination de la pièce moulée, inclusions, effet sur les

propriétés mécaniques ;

3) problèmes de corrosion.

Répandu à la surface du magnésium liquide pour consommer

l'oxygène

N2 Réagit avec Mg liquide pour produire du Mg3N2 et permet la

vaporisation du magnésium au-dessus de 650°C.

Ar et He Inertes vis-à-vis de Mg liquide mais permettent la

vaporisation du magnésium liquide; onéreux ; toute présence

d'air doit être exclue.

CO2 Toute présence d'air doit être exclue.

BF3 Très toxique, corrosif.

SO2 Toxique et corrosif.

SFÔ Incolore, inodore, non toxique mais participe à l'effet de

serre.

HFC Substitut possible au SFc moins nuisible sur le plan

environnemental.

AIF3 Toxique.

KBF4 Température de décomposition : 615°C; toxique.

CaF2 Nocif.

26

2.2.3 Moulage à la cire perdue des alliages de magnésium : état des connaissances

Dans la littérature, les données concernant le moulage à la cire perdue des alliages

de magnésium ne sont pas exhaustives. Quelques-unes d'entre elles se limitent à indiquer

qu'il est possible de produire des pièces en alliage de magnésium par moulage à la cire

perdue [58-61], sans donner de précisions supplémentaires. En 1955, Campbell [62]

indique que la réactivité du magnésium freine le développement du procédé, mais il publie

tout de même les propriétés en traction de l'alliage AZ92 obtenu par moulage à la cire

perdue. Au début des années 1950, Davenport et Orton [63] étudient la microstructure et les

propriétés mécaniques des alliages AZ63 et AZ92. Les moules étaient purgés avec du SO2

pour prévenir les réactions moule-métal. Butler [64] évoque, quant à lui, les réactions

observées durant le moulage en moule monobloc des alliages de magnésium : explosion du

moule, feu d'artifice. Le problème a néanmoins pu être résolu en ajoutant un composé non

volatile (non précisé) dans le mélange de plâtre. Au début des années 1960, Herrick [65],

d'une part, et Pellegrini [66], d'autre part, ont respectivement étudié les propriétés de pièces

moulées à la cire perdue à partir d'alliages magnésium-aluminium et d'alliages de

magnésium contenant du zirconium. Un inhibiteur (borofluorure) était ajouté au mélange

de plâtre et les alliages liquides étaient protégés par du SO2.

Il faudra cependant attendre près de trente ans avant que le moulage d'alliages de

magnésium soit de nouveau étudié. Comment expliquer un regain d'intérêt aussi tardif? La

réponse vient sans doute du fait que les réactions moule-métal ont freiné l'application de ce

procédé aux alliages de magnésium. Ainsi, plusieurs études indiquent qu'il est impossible

de mouler ces alliages dans des moules à base de plâtre, essentiellement composés de silice,

avec laquelle les alliages de magnésium vont réagir de manière intense, même sous

protection gazeuse [67,68]. Les travaux les plus récents dénotent un intérêt plus particulier

pour le moulage en carapace des alliages de magnésium et plus particulièrement pour la

formulation de céramiques permettant de limiter les réactions moule-métal lors du moulage

à la cire perdue des alliages de magnésium.

27

Dans cette optique, Idris et coll. [57,68-70] ont envisagé plusieurs approches. Ils ont

tout d'abord étudié l'influence de la composition du moule (alumino-silicate AbC^-SiC^,

oxyde de magnésium, oxyde de calcium, carbonate de calcium, graphite, plâtre, zircone

ZrÛ2) sur les réactions entre le moule et l'alliage ZRE1. Parmi les matériaux utilisés, la

zircone s'est révélée être le revêtement le plus prometteur. Leurs travaux font aussi état de

traces de réactions avec le plâtre, qui seraient dues à une reprise d'humidité lors du

refroidissement du moule avant la coulée de magnésium. La deuxième approche consistait

à ajouter un inhibiteur dans le moule : si l'utilisation de borofluorure de potassium en tant

qu'inhibiteur ne s'est pas révélée concluante, l'ajout de fluorure de calcium en revanche

semble être efficace pour limiter les réactions. Par ailleurs, ils ont établi qu'un débit

minimum en SFÔ était nécessaire pour assurer une protection adéquate du métal.

L'influence des paramètres de procédé (température de coulée et température du moule) a

aussi été étudiée. Les auteurs ont constaté qu'une température de moule élevée associée à

une température de coulée élevée favorise les réactions entre le moule et l'alliage de

magnésium ZRE1. Dans le pire des cas, un remplissage incomplet des pièces et l'adhérence

des matériaux du moule sur la pièce ont été observés. Finalement, les sections minces sont

moins susceptibles de présenter des traces de réaction.

Kim et coll. [71] se sont intéressés à l'étude de la réactivité entre l'alliage AZ91E et

les oxydes (CaO, CaZrÛ3, AhCVSiCh, ZrSidt-SiC^) entrant dans la composition des

moules carapaces. La coulée du métal était effectuée sous une atmosphère protectrice

composée de 1% de SFÔ dans du CO2. Les auteurs concluent que le zirconate de calcium

CaZr03 est prometteur pour le moulage à la cire perdue des alliages de magnésium. Le

silicate de zirconium ZrSiÛ4 (zircon) et les alumino-silicates A^C^-SiC^ peuvent aussi être

utilisés si les conditions de fusion et de coulée sont bien contrôlées.

Zhang et coll. [72,73] ont étudié les réactions entre l'alliage AZ91 et des carapaces

de silicate de zirconium ZrSiC>4 liées avec de la silice colloïdale et des carapaces de zircone

ZrÛ2 liées avec de la zircone. Des réactions entre le moule et l'alliage moulé ont été

observées dans chacun des cas en l'absence de gaz protecteur. Le moule adhérait à la pièce

moulée et les analyses d'image ont montré la présence d'une couche de réaction, dans

28

laquelle du magnésium et de l'oxygène ont été détectés. D'après les auteurs, le magnésium

réagit avec l'oxygène pour former un film d'oxyde poreux à travers lequel les vapeurs de

magnésium pénètrent pour réagir à leur tour avec les matériaux constituant le moule.

Toutefois, un mélange de CO2 et de SF6 permet de réduire l'ampleur des réactions, mais

son efficacité dépend de la concentration en SF6 dans le mélange de gaz protecteur. Dans ce

cas, il se forme une couche de réaction composée de magnésium, d'oxygène, de fluor, de

soufre et d'aluminium.

Les travaux de Rosefort et coll. [67] avaient pour but de trouver une alternative à la

silice colloïdale, en tant que liant dans les carapaces destinées au moulage d'alliages de

magnésium. D'autres liants organiques ont été utilisés mais leur composition n'a pas été

précisée. L'alumine a été utilisée à la fois comme sable et comme matériau de remplissage.

La coulée s'est faite sous protection gazeuse de SF(,. L'inspection visuelle n'a révélé

aucune trace de réaction. De même, Bauer [74] a mis au point une méthode (marque

déposée) permettant de traiter les moules carapaces, mais peu de détails ont été donnés.

Finalement, Cingi [75] a étudié les réactions entre l'alliage AZ91E et des carapaces

composées de verre d'alumine AI2O3, de verre de silice Si02, de silicate de zirconium

ZrSiCXt, de molochite (kaolin calciné) AI2O3 (42% poids).SiCh (54.5% poids), de zircone

ZrÛ2, d'oxyde d'yttrium Y2O3 et de verre de magnésie MgO. Dans ce travail, les réactions

étaient observées soit après coulée de l'alliage dans les moules de céramique, soit après

immersion des moules directement dans le métal liquide. Le verre de magnésie et l'oxyde

d'yttrium se sont avérés d'excellents candidats, le verre d'alumine et le silicate de

zirconium de bons candidats, alors que la molochite, la zircone et le verre de silice étaient

qualifiés de moyen à très mauvais. Cingi a également comparé l'effet du fluoborate de

potassium KBF4 et du fluoborate de sodium NaBF4 sur les réactions moule-métal. Il a

constaté que le fluoborate de potassium était inefficace pour réduire les réactions moule-

métal, contrairement au fluoborate de sodium. Finalement, des moules préchauffés ont été

placés avant la coulée dans un lit de sable « Croning », dont les grains sont enrobés d'une

résine thermodurcissable. Sous l'effet de la chaleur, il se forme une carapace autour des

2(;

moules. Dans ce cas, les réactions étaient réduites mais les pièces présentaient un taux de

porosités relativement élevé.

Néanmoins, il est possible de limiter les réactions entre le magnésium liquide et le

plâtre, à condition de respecter certaines précautions. Dans un brevet, Neelameggham et

coll. [76] proposent une méthode permettant de couler du magnésium liquide dans un

moule à base de plâtre. Ils préconisent notamment l'utilisation d'eau ne contenant pas de

fer, ils précisent la durée et la température minimale de cuisson, l'utilisation d'hexafluorure

de soufre SFÔ en tant qu'atmosphère protectrice et l'utilisation d'un thermocouple pour

vérifier l'occurrence d'une réaction. Fantetti et coll. [77-79] ont ainsi pu produire des

pièces en alliage de magnésium dans des moules de plâtre, en utilisant un inhibiteur dans le

mélange de plâtre et en purgeant les moules avec un mélange 1% SFÔ / C02 avant la coulée

de magnésium. Les auteurs indiquent que les matériaux, les gaz, les paramètres de procédé

utilisés devaient être bien contrôlés pour éviter les réactions entre le moule et le métal, les

réactions pouvant se produire si l'humidité résiduelle n'est pas réduite en dessous d'une

certaine limite (non précisée dans la publication) ou si des contaminants sont présents dans

les matériaux durant la fabrication du moule.

De leur côté, Yamada et coll. [80] ont réalisé une étude concernant la fabrication de

structures poreuses en alliage de magnésium. Leur procédé est schématisé à la Figure 2.3.

Après avoir été versé sur une forme en polyuréthane, le plâtre subit une cuisson à 773 K,

entraînant l'élimination de la forme. Le plâtre possède alors une structure poreuse. L'alliage

de magnésium est ensuite coulé dans le moule de plâtre avec assistance du vide pour

améliorer le remplissage du moule. Finalement, le moule de plâtre est détruit à l'aide d'un

jet d'eau sous pression, permettant de libérer la structure métallique. Les auteurs ont

observé des réactions mineures à la surface de la pièce en alliage AZ91. Us ont utilisé un

gaz protecteur constitué d'un mélange d'argon et d'hexafluorure de soufre SFÔ.

30

plâtre poreux vide ouverts

Figure 2.3 Production de structures poreuses en alliages de magnésium AZ91

(d'après Yamada [80]).

De la même façon, Defouloy et Monnier [81] préconisent l'utilisation de plusieurs

mesures destinées à limiter les réactions moule-métal. Par exemple, ils proposent d'enduire

les modèles en cire d'une couche superficielle de manière à créer un écran entre le plâtre et

le métal en fusion après l'élimination des modèles et assurer l'élimination de tous les

résidus lors du décirage et de la cuisson du moule en plâtre. Ils recommandent également de

protéger le métal en fusion et le moule à l'aide d'une atmosphère protectrice.

Comme on peut le constater, les différents résultats paraissent contradictoires. On

notera qu'aucune étude sur la nature des réactions entre les moules de plâtre et les alliages

de magnésium n'a été effectuée.

31

2.3 MICROSTRUCTURE ET PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES

Il est reconnu que les propriétés mécaniques des alliages moulés dépendent de leur

microstructure : taille des grains, texture, distribution des phases secondaires,

microporosité, etc. Il existe néanmoins peu de données sur l'influence des paramètres de

procédé sur la microstructure et les propriétés mécaniques des alliages de magnésium

moulés à la cire perdue. La plupart des travaux se contentent de mentionner les valeurs de

la résistance à la traction, de la limite élastique et de l'allongement à la rupture des alliages

considérés. Seuls quelques-uns d'entre eux tentent d'établir un lien entre la microstructure

et les propriétés mécaniques. L'état des connaissances concernant les alliages de

magnésium sera exposé plus loin. Il sera précédé d'un bref rappel théorique concernant,

d'une part, les phénomènes de solidification, et d'autre part, l'effet de la microstructure sur

les propriétés mécaniques.

2.3.1 Phénomènes liés à la solidification

Les phénomènes liés à la solidification sont très importants, puisque les structures

qui se développent influencent grandement les propriétés finales de la pièce moulée.

a) Principes de la germination

La solidification d'un métal est un processus qui commence par la formation d'un

germe qui croît ensuite aux dépens du liquide. La germination peut se produire

spontanément au sein du liquide (germination homogène) ou à la surface d'une particule

étrangère (germination hétérogène) [82].

La germination homogène nécessite une force motrice (surfusion) relativement

importante. Un germe n'aura tendance à se développer que si son rayon est supérieur au

rayon critique « r* » défini par l'équation suivante:

32

r*= YsL M (2.2) LV.AT

où « 7SL » est l'énergie surfacique de l'interface solide-liquide, « TM » la température de

fusion, « Lv » l'enthalpie de fusion par unité de volume et « AT » la surfusion. On voit donc

bien que plus la surfusion est importante, plus la taille critique du germe diminue, facilitant

ainsi la germination homogène. Par ailleurs, un germe dont le rayon est inférieur au rayon

critique aura tendance à se dissoudre dans le liquide.

La germination hétérogène, quant à elle, met en jeu une surfusion beaucoup moins

importante que la germination homogène. Elle s'amorce à la surface d'un substrat, à la

condition que cette dernière soit mouillée par le métal liquide. La stabilité du germe dépend

dans ce cas du rayon de courbure de l'interface solide-liquide.

b) Surfusion de constitution et morphologie de solidification

Si l'on considère un alliage binaire A-B dont le diagramme d'équilibre est

représenté à la Figure 2.4a, le premier germe qui se forme possède une composition Ci

inférieure à la composition initiale Co dans le liquide. Lors de sa croissance, le soluté en

excès est rejeté dans le liquide et se retrouve en plus grande concentration devant le front de

solidification. (Figure 2.4b). Lorsque le gradient thermique à l'interface solide-liquide est

suffisamment faible pour que, sur une distance x, la température 8 réelle du liquide soit

inférieure au liquidus (Figure 2.4c), on dit qu'il y a « surfusion structurale ».

33

; Température réelle

AC, C0 C,.

Teneur en B

(a)

Distance de l'interface solide liquide

(b)

Distance de l'interface solide liquide

(c)

Figure 2.4 Représentation de la surfusion de constitution; (a) diagramme

d'équilibre de l'alliage binaire A-B, (b) variation de la concentration en

soluté CB devant le front de solidification, (c) profils de température

près de l'interface.

Le concept de surfusion de constitution permet d'expliquer la formation de plusieurs

microstructures chez les alliages. Devant le front de solidification, l'étendue de la zone de

surfusion de constitution dépend du gradient thermique dans le liquide. Les gradients

thermiques élevés favorisent la croissance en front plan. Au contraire, en présence de

gradients relativement faibles, il y a instabilité du front de solidification car la température

est inférieure au liquidus dans cette zone. Si une protubérance apparaît à l'interface solide-

liquide, elle tend à se développer plus rapidement permettant la formation de structures

dendritiques ou cellulaires orientées.

2.3.2 Effets de la microstructure sur les propriétés mécaniques

2.3.2.1 Taille des grains

Le développement de grains fins lors de la solidification est généralement

souhaitable, puisqu'une structure fine permet d'obtenir une meilleure résistance mécanique,

une augmentation de la ductilité, une diminution de la tendance à la fissuration à chaud, une

34

meilleure résistance à la fatigue, etc. La relation de Hall-Petch traduit l'influence bénéfique

exercée par raffinement de la taille des grains sur les propriétés mécaniques. Il s'agit d'une

relation empirique de la forme :

o y =o- 0 +kD- 1 / 2 (2.3)

où « ay » est la contrainte d'écoulement, « GO » est la résistance intrinsèque au mouvement

des dislocations (friction), « k » un paramètre exprimant la contribution des joints de grains

au renforcement et « D » la taille des grains.

Campbell [8] passe en revue l'effet d'une diminution de la taille des grains sur les

propriétés mécaniques de quelques matériaux moulés. Pour certains systèmes d'alliage,

raffinement de la taille des grains résulte en une augmentation des propriétés mécaniques.

Ainsi, la relation de Hall-Petch explique l'augmentation de la résistance des aciers laminés

avec une réduction de la taille des grains. Cela a conduit au développement d'aciers à haute

résistance obtenus à l'aide de procédés visant à contrôler la taille des grains.

C'est dans la même optique que des alliages de magnésium affinés par l'addition de

zirconium ont été développés. L'affinement de la taille des grains se traduit par une

augmentation appréciable des propriétés mécaniques. Le magnésium et ses alliages

possédant une structure hexagonale compacte, la déformation plastique ne se propage pas

facilement d'un grain à l'autre. Dans ces alliages, les joints de grains constituent des

obstacles efficaces au mouvement des dislocations, ce qui explique la valeur relativement

élevée observée pour la pente k dans la relation de Hall-Petch.

Les alliages d'aluminium, en revanche, possèdent une structure cubique faces

centrées et donc un nombre de systèmes de glissement suffisant pour permettre la

déformation plastique. Les dislocations sont donc moins gênées dans leur mouvement par

la présence des joints de grains. L'effet d'un affinement de la taille des grains, bien que

bénéfique, demeure alors modeste.

35

L'effet Hall-Petch ne s'étend pas néanmoins à tous les systèmes d'alliages. D'une

part, il s'est avéré difficile d'affiner certains alliages. Par exemple, les aciers qui se

solidifient selon la forme cubique centrée peuvent être affinés, contrairement aux aciers qui

se solidifient selon la forme cubique faces centrées. D'autre part, pour plusieurs alliages,

raffinement de la taille des grains ne s'est pas avéré nécessairement bénéfique. Campbell

[8] rapporte ainsi les résultats des travaux effectués par Cibula et coll. sur des bronzes

coulés en moule de sable. L'affinement de la taille des grains dans ces alliages, grâce à

l'addition de zirconium, a eu pour seul effet positif la réduction de la tendance à la

fissuration à chaud. L'effet sur la résistance s'est avéré variable et une diminution de la

ductilité a été observée. La formation de porosités, liée à un problème d'alimentation de la

pièce, pourrait expliquer la diminution des propriétés. De la même manière, les travaux de

Church et coll. [83] sur un acier à haute résistance, 0.33C-0.7Mn-0.3Si-0.8Cr-1.8Ni-

0.25Mo-0.040S-0.040P, dont les grains ont été affinés par l'ajout de 0.60% de titane,

montrent que la présence de films interdendritiques de sulfure de titane provoque une

fragilisation importante du matériau. Néanmoins, la ténacité et la ductilité étaient

améliorées avec une quantité moins importante en titane (0.1-0.2%), quantité par ailleurs

suffisante pour affiner le grain.

On notera en outre qu'il est souhaitable d'obtenir une structure à grains larges dans

les pièces moulées qui doivent résister au fluage à haute température.

2.3.2.2 Espaces interdendritiques

L'espace interdendritique fait généralement référence à la distance séparant les bras

de dendrites secondaires. 11 s'agit d'un paramètre microstructural important, puisque la

diminution de l'espace interdendritique s'accompagne d'une amélioration des propriétés

mécaniques [8]. De plus, la micro ségrégation qui existe entre les bras de dendrites cause

une réduction des propriétés mécaniques de la pièce moulée. Un traitement thermique

permet de pallier ce problème. Or, le temps requis pour l'homogénéisation diminue avec

une réduction de l'espace interdendritique. Il est donc souhaitable que ce paramètre soit le

plus petit possible [84].

36

Plusieurs hypothèses ont été avancées pour expliquer l'effet bénéfique d'une

réduction de l'espace interdendritique sur les propriétés mécaniques. La première est: l'effet

Hall-Petch résiduel [8]. Cet effet serait lié à la désorientation des bras de dendrites (bras de

dendrite mal alignés) produite par la présence de défauts. Il y aura alors des joints de grains

faiblement désorientés entre les bras de dendrite. Plus le degré de désorientation est

important, plus la résistance au passage du plan de glissement est élevée. L'effet Hall-Petch

résiduel est donc le résultat de la présence de sous-grains. Finalement, la diminution de

l'espace interdendritique aurait pour conséquence de restreindre la germination et la

croissance des phases interdendritiques, ce qui résulterait en une amélioration de la

résistance mécanique et de la ténacité [8].

2.3.2.3 Défauts dans les pièces moulées

Les défauts présents dans la pièce moulée (inclusions, porosité, films, fissuration à

chaud ...) ont des effets divers sur les propriétés mécaniques. D'après Campbell [8], la

limite élastique n'est généralement pas affectée par la présence de défauts dans la pièce. Le

seul effet qui pourrait être observé serait lié à une réduction de surface occasionnée par les

défauts. Néanmoins, la plupart des défauts n'occupent qu'un faible pourcentage de la

surface de la pièce et cet effet est donc à peine détectable.

Toutefois, les défauts exercent une influence néfaste sur les propriétés en fatigue des

alliages moulés [85]. La présence de pores et de films d'oxydes contribue à l'initiation de

fissures dans le matériau. La filtration de ces impuretés, ainsi que l'utilisation de systèmes

de coulée optimisés, contribuent à résoudre ce problème [85]. Les porosités abaissent la

ductilité des matériaux moulés de manière particulièrement marquée [8]. Selon Campbell

[8], dans le cas d'un matériau sain, l'allongement à la rupture est de l'ordre de la largeur

« L » de l'échantillon. Dans le cas d'un matériau contenant un pore de diamètre « d »,

l'allongement à la rupture est réduit à : (L-d)/2. Finalement, dans le cas général d'une

rangée de micropores séparés par la distance « s », l'allongement s'exprime

approximativement de la manière suivante :

M

i m1 /2 i-f/2

S-d = ^ 1 n J = — (2-4)

où « n » est le nombre de pores par unité de surface et « f » est la fraction surfacique de

pores sur la surface de rupture. Finalement, une augmentation de la ductilité à température

ambiante s'accompagne généralement d'une augmentation de la résistance à la rupture.

Cette dernière augmente aussi avec une réduction de la quantité et de la taille des défauts

[8].

2.3.3 Cas des alliages de magnésium moulés à la cire perdue

Davenport et Orton [63] ont étudié les propriétés mécaniques des alliages AZ63 et

AZ92 moulés à la cire perdue à l'état tel que coulé. Ces propriétés ont été comparées à

celles obtenues par moulage au sable et sont données au Tableau 2.2. Ils ont constaté qu'il

était possible, en contrôlant le taux de solidification, d'obtenir des pièces moulées à la cire

perdue dont les propriétés mécaniques et la taille des grains sont comparables à celles

obtenues par moulage au sable.

Tableau 2.2 Propriétés mécaniques (résistance à la traction « R„, » et allongement à

la rupture « ef ») des alliages AZ63 et AZ92 moulés en sable et à la cire

perdue (d'après la référence [63]).

Méthode AZ63 AZ92 de

moulage * coulée (°C)

Rm (MPa)

et (%)

*■ coulée

(°C) Rm

(MPa) ef

(%) 816 198.6 6.0 816 170.3 3.5

Moulage 816 195.8 5.5 816 171.7 3.0 802 199.3 6.0 802 170.3 2.5

Cire 677 193.1 6.0 679 164.1 3.0 perdue 802 151.7 2.0 802 139.9 1.0

3 S

Les propriétés mécaniques des alliages AZ92A, AZ91C, AZ81A, AZ31, AMIOOA,

EZ33A, HK31A, Ml A, Kl A, QE22A, ZK61A et ZE41A provenant de diverses sources

[28,59,86] sont répertoriées au Tableau 2.3.

Tableau 2.3 Propriétés mécaniques (résistance à la traction « Rm », limite élastique

« Rc », allongement « ci ») de différents alliages de magnésium moulés à

la cire perdue (d'après [28,59,86]).

Propriétés minimales Propriétés moyennes Alliage Etat Rm R. er Rm Rc ef

(MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%) F 138 69 _ 172 90 1.0

AZ92A T4 234 69 6.0 248 117 6.0 T5 138 76 - 179 103 1.0 T6 234 124 - 262-281 152-166 1.0-4.6

F, 124 69 _ 179 90 2.0 AZ91C T4 234 69 7.0 248 103 10.0

T5 138 76 2.0 179-254 103-152 2.0-4.0 T(> 234 110 3.0 262 124 4.0

AZ81A T4 124 234

69 69 7.0 248 110 12.0

F 138 69 - 172 90 1.0 AMIOOA T4 234 69 6.0 248 103 10.0

T6 234 103 2.0 236-262 110-170 1.9-3.0 T61 234 117 - 262 138 1.0

EZ33A T5 138 97 2.0 157-166 106-117 3.0-4.8

HK31A T6 186 90 4.0 207 124 6.0

AZ31 F 166 55 10.0 207 69 15.0

M1A F 83 28 3.0 97 31 5.0

K1A F 152 48 14 - - -

QE22A T6 241 172 2 255 181 5.3

ZK61A T6 276 172 5 - - -

ZE41A T5 200 134 2.5 221 150 5.7

39

Herrick [65] a étudié quatre alliages magnésium-aluminium obtenus par moulage à

la cire perdue : AZ92A, AZ91C, AZ81A et AM100A. Un inhibiteur (borofluorure) était

ajouté au mélange de plâtre et le métal était protégé par du dioxyde de soufre SO2. Un

affineur de grains (hexachlorobenzène) a été ajouté à tous les alliages. La taille moyenne

des grains ainsi que les taux de phases secondaires ont été déterminés en fonction de

l'épaisseur des pièces (1.6-12.7 mm), la température du moule (20-340°C) et la température

de coulée (670-740°C). L'auteur a constaté que tous ces paramètres exerçaient une

influence mineure sur la taille moyenne des grains. En revanche, une augmentation de la

température du moule ou de la température de coulée s'est révélée néfaste pour les

propriétés mécaniques, quels que soient l'alliage ou l'état considérés. Les propriétés en

traction étaient proches de celles obtenues par moulage au sable. Les alliages ont été classés

selon leur tendance à la microporosité, l'alliage AZ91C présentant la meilleure

combinaison résistance, ductilité et coulabilité

Pellegrini [66] a, quant à lui, étudié les caractéristiques de cinq alliages de

magnésium contenant du zirconium (KlA, ZK61A, EZ33A, QE22A et HK31A) moulés à

la cire perdue. L'influence de la température du moule, de la température de coulée, de

l'épaisseur de la section sur la taille moyenne des grains, d'une part, et l'influence de la

température du moule et de la température de coulée sur les propriétés en traction, d'autre

part, ont été déterminées. À l'exception de l'alliage K1A, les propriétés des alliages

ZK61A, EZ33A, HK31A, QE22A excèdent les minima requis pour le moulage au sable.

L'auteur constate également que la taille des grains augmente avec le temps de

solidification et l'épaisseur de la pièce. Néanmoins, la variation des propriétés mécaniques

avec la température du moule et la température de coulée ne montre pas de tendance claire.

Idris et Clegg [68,70] ont évalué les propriétés mécaniques (résistance et

allongement à la rupture) de l'alliage ZREl et ont mesuré la taille des grains en fonction de

la température du moule (21-200°C) et de la température de coulée (700-780°C) en

fonction des paramètres de procédé. Leurs résultats montrent que la température de coulée

et la température du moule influencent toutes deux les propriétés mécaniques de l'alliage

ZREl, mais aucune tendance claire n'apparaît. Ainsi, lorsque la température de coulée

40

augmente de 700 à 780°C, la résistance à la rupture commence par diminuer avant

d'augmenter par la suite. La résistance à la traction est maximale (163 MPa) lorsque le

métal est coulé à 700°C dans un moule préchauffé à 200°C. Les auteurs ont également

mesuré la taille des grains en fonction de la température de coulée. Néanmoins, aucune

relation précise n'a pu, une fois encore, être établie entre le taux de solidification, la taille

des grains et la résistance du matériau.

Finalement, Kim et coll. [87] ont étudié la microstructure et les propriétés

mécaniques de l'alliage AZ91HP moulé à la cire perdue (moulage en carapace). Ils ont en

particulier étudié l'effet de la température du moule et de la température de coulée sur la

dureté de l'alliage à l'état tel que coulé (Tableau 2.4). Les auteurs ont constaté que toute

variation de la température de coulée sur l'intervalle de température considéré (650-710°C)

entraîne peu de changement de la dureté. En revanche, lorsque la température du moule

diminue, ils observent une augmentation de la dureté et de la résistance à la traction, qui est

expliquée par raffinement de la microstructure.

Tableau 2.4 Propriétés de l'alliage AZ91HP moulé à la cire perdue (d'après Kim et

coll. [87]).

1 moule Dureté Rm Taille des grains (°C) (Rockwell E) (MPa) (fim)

Température ambiante 63.6 170 109

200 60 166 163

400 50.3 155 250

41

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68. M. H. Idris and A. J. Clegg. «Processing and Evaluation of Investment Cast Magnesium-Base Alloy». 1996. AFS Transactions, 104, p. 237-244.

69. M. H. Idris, A. Ourdjini, E. Hamzah and A. J. Clegg. «Investment Casting for Magnésium Alloy». 2000. Proceedings of the Second International Conférence on Advanced Manufacturing Technology, organised by Technological University, Johor Bahru, Malaysia, August 16-17 2000, p. 591-594. '

70. M. H. Idris, M. S. Yong and A. J. Clegg. «Précision Casting of a Magnesium-Base Alloy». 1997. Foundryman, 90, no 4, p. 140-144.

71. S. Kim, T. Hong and Y. Kim. «Evaluation of Thermal Stability of Mold Materials for Magnésium Investment Casting». 2001. Materials Transactions, 42, no 3, p. 539-542.

72. Z. Zhang, C. Turcotte and G. Morin. «Magnésium Investment Casting and Mould-Magnesium Reactions». 2002. Materials Week 2002, Munich, Germany, September 30-October 2 2002.

73. Z. Zhang, C. Turcotte and G. Morin. «Effect of Inhibitor Gas on Mould - Magnésium Reactions in Investment Casting». 2004. Magnésium Technology 2004, Charlotte, North Carolina, March 14-18 2004, Warrendale, PA: Minerais, Metals and Materials Society, p. 197-202.

74. K. Bauer. «Aristo Cast: Accepting the Challenge». 2005. Modem Casting, 95, no 8, p. 22-25.

75. C. Cingi. «Mold-Metal Reactions in Magnésium Investment Castings». 2006. Ph.D. Thesis, Helsinki University of Technology, Espoo, Finland, 101p.

76. R. Neelameggham, O. K. Wheeler and G. B. Weed. «Magnésium Alloy Casting in Plaster Mold», US Patent No. 4,579,166. 1 April 1986.

47

77. N. Fantetti, A. Thorvaldsen and A. Couture. «Properties of Magnésium Plaster Castings». 1991. International Congress and Exposition, Détroit, MI, February 25-March 1 1991, Warrendale, PA: SAE, p. 1-10.

78. N. Fantetti. Blaster Cast and Sand Cast Magnésium Prototypes-Advantages and Limitations». 1992. International Congress and Exposition, Détroit, MI, February 24-28 1992, Warrendale, PA: SAE, p. 1-7.

79. N. Fantetti, M. O. Pekguleryuz and M. M. Avedesian. «Magnésium Plaster-Cast Prototypes vs. Diecastings - a Comparative Evaluation of Properties». 1991. Magnésium at the Threshold? 48th Annual World Magnésium Conférence, Québec City, Canada, June 18-21 1991, McLean, VA: International Magnésium Association, p. 25-31.

80. Y. Yamada, K. Shimojima, Y. Sakaguchi, M. Mabuchi, M. Nakamura, T. Asahina, T. Mukai, H. Kanahashi and K. Higashi. Processing of an Open-Cellular AZ91 Magnésium Alloy with a Low Density of 0.05 g/cm ». 1999. Journal of Materials Science Letters, 18, no 18, p. 1477-1480.

81. D. Defouloy and L. Monnier. «Prototype Parts in Magnésium Alloys by Express Casting (Pièces Prototypes d'Alliages de Magnésium en Fonderie Express)». 2001. Hommes et Fonderie, 318, p. 12-22.

82. D. A. Porter. Phase Transformations in Metals and Alloys. 1992. London; New York: Chapman & Hall, 514 p.

83. N. Church, P. Wieser and J. F. Wallace. «Control of Cast Grain Size of Steel Castings, Effect of Grain Refmement on Properties». 1966. AFS Transactions, 74, p. 113-128.

84. A. Ohno. The Solidification of Metals. 1976. Tokyo: Chijin Shokan Co., 144 p.

85. C. Nyahumwa, N. R. Green and J. Campbell. «Effect of Mold-Filling Turbulence on Fatigue Properties of Cast Aluminum Alloys». 1998. AFS Transactions, 106, p. 215-223.

86. K. Herrick and H. Matthieson. «Most Magnésium Alloys Can Be Investment Cast». 1961. Précision Métal Molding, 19, no 3-4, p. 53-55.

87. S. Kim, M. Kim, T. Hong, H. Kim and Y. Kim. «Investment Casting of AZ91HP Magnésium Alloy». 2000. Metals and Materials International, 6, no 3, p. 275-279.

CHAPITRE III

TECHNIQUE ET MÉTHODE EXPÉRIMENTALES

3.1 MÉTHODE EXPÉRIMENTALE

3.1.1 Choix du procédé de moulage

Comme mentionné précédemment, le but de ce projet de doctorat est l'étude de la

fluidité et des propriétés des pièces en alliage de magnésium obtenues par moulage à la cire

perdue. Pour cette méthode de moulage, on distingue deux techniques, qui ne diffèrent que

dans la façon de préparer le moule : le moulage monobloc et le moulage en carapace, ce

dernier étant le plus utilisé actuellement. Ces deux procédés sont schématisés à la Figure

3.1.

Dans les deux cas, le procédé de moulage à la cire perdue débute par la réalisation

en matière fusible, généralement en cire ou en polystyrène, de la réplique (ou modèle) de

chacune des pièces désirées. Le modèle est ensuite assemblé sur des canaux de coulée

également en matière fusible pour constituer une grappe. La grappe est recouverte de

matériau réfractaire, puis est éliminée par chauffage afin de laisser dans la céramique une

cavité rigoureusement identique à la forme du modèle. Après cuisson du moule à haute

température, le métal en fusion est coulé dans la cavité laissée par l'élimination de la cire.

Après refroidissement, le moule est détruit et les pièces sont séparées et parachevées [1-3].

49

En ce qui concerne le moulage en carapace, celui-ci est principalement utilisé pour

les aciers au carbone, les aciers alliés, les alliages réfractaires et autres alliages possédant

des points de fusion supérieurs à 1100°C. Dans ce procédé, la grappe en cire est immergée

dans une barbotine, constituée d'un liant dans lequel une fine farine de réfractaire est

maintenue en suspension, puis saupoudrée d'un sable réfractaire. Cette opération est

répétée de manière à construire une carapace uniforme autour de la grappe [2-4].

Le moulage monobloc est, quant à lui, particulièrement répandu en joaillerie et en

dentisterie [1,2,4,5]. Il convient également pour les alliages non-ferreux coulés à des

températures inférieures à 1100°C, tels les alliages à base d'aluminium et à base de cuivre.

Dans ce procédé, le modèle est placé dans un châssis de moulage et une barbotine à base de

plâtre et d'eau est versée sur le modèle. Le revêtement utilisé est typiquement composé

d'un mélange de diverses formes allotropiques de la silice (cristobalite et quartz) et de

semi-hydrate (sulfate de calcium partiellement hydraté de formule chimique CaSC^. 14

H20).

C'est cette dernière méthode qui a été choisie dans le cadre de ce projet. Ce procédé

est en effet adapté aux alliages de magnésium puisque la température de fusion de ces

alliages est inférieure à la température de décomposition du plâtre utilisé en moulage à la

cire perdue. De plus, le temps de mise en œuvre du moulage monobloc est plus court que

celui du moulage en carapace.

3) Un châssis de moulage métallique est placé autour de la grappe

* . *

_fia. 1) Le modèle est fabriqué par injection de cire ou de plastique dans une matrice

2) Les modèles sont fixés à un chemin de coulée

3) La grappe est trempée dans une barbotine à base de céramique

CHALEUR CHALEUR

M l / * W A

4) Une barbotine est versée sur le modèle

5) Après la prise du moule, le modèle est éliminé par fusion

• j » VIDE

6) Le métal liquide est coulé dans les moules chauds par gravité, sous vide ou par centrifugation

fôfl £

7) Le moule est détruit afin de dégager les pièces

MOULAGE MONOBLOC

8) Les pièces sont séparées du chemin de coulée et parachevées

CHALEUR „ „ CHALEUR

4) Un sable réfractaire est saupoudré sur le modèle. Les étapes 3 et 4 sont répétées pour obtenir l'épaisseur désirée

5) Après la prise du moule, le modèle est éliminé par fusion

6) Le métal liquide est coulé dans les moules chauds par gravité, sous vide ou par centrifugation

7) Le moule est détruit afin de dégager les pièces

MOULAGE EN CARAPACE

Figure 3.1 Moulage monobloc et moulage en carapace [1]. c

51

3.1.2 Mesure de la capacité de remplissage

Le premier objectif de ce projet consistait à évaluer la capacité de remplissage de

sections minces moulées en cire perdue. Il s'agit également d'obtenir les résultats

concernant la fluidité des alliages de magnésium dans les moules de plâtre, qui font défaut

dans la littérature. La revue de littérature a permis d'identifier un certain nombre de

paramètres pouvant influencer le degré de remplissage des moules. Ces facteurs sont : les

conditions de solidification (elles-mêmes influencées par la température du moule, la

température de coulée et l'épaisseur de la pièce), la conception du moule (hauteur de métal,

distance entre la frette et la paroi du moule, conception du système de coulée) et

l'assistance du vide.

Il a été mentionné que plusieurs modèles pouvaient être utilisés pour mesurer la

fluidité des métaux précieux moulés à la cire perdue. Parmi ces modèles figurent les

spirales et les grilles de rétention. Néanmoins, compte tenu des divers paramètres retenus

pour cette étude, ces deux modèles ont été écartés. En effet, il était impossible de modifier

l'épaisseur des grilles de rétention, et dans le cas des spirales, celles qui possédaient un

diamètre trop petit avaient tendance à s'affaisser, induisant des erreurs au niveau de la

hauteur de métal. Pour ce projet de doctorat, le modèle suggéré par Campbell [6] a été

choisi, soit de mesurer la fluidité à partir de lames minces verticales, une approche qui

permet d'évaluer l'effet de la tension de surface sur le remplissage des moules.

La Figure 3.2 résume les travaux relatifs à l'étude de la fluidité de l'alliage AZ91D

lors du moulage à la cire perdue.

52

Fluidité

V

Revue de littérature

<r Choix du modèle

1 ' " ■>'

Grilles de rétention

Lames minces verticales Spirales

w Paramètres de procédé

1 r i ' " Conditions de solidification

Assistance du vide

Conception du moule - système de coulée

- tempéra - tempéra - épaisseï

iiure au me iture de coi ir

>uie .liée

- hauteur de métal - distance modèle-

paroi de la frette

Figure 3.2 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la fluidité de l'alliage AZ91D

moulé à la cire perdue.

53

3.1.3 Réactivité et fini de surface

Comme mentionné précédemment, les informations concernant la réactivité des

alliages de magnésium moulés à la cire perdue demeurent contradictoires. L'intérêt premier

de ce projet est d'étudier les mécanismes associés aux réactions moule-métal, afin d'établir

des procédures permettant de maximiser la qualité des pièces.

Pour y parvenir, une démarche en deux volets a été privilégiée. Dans un premier

temps, les paramètres influençant le degré de réaction entre les éléments constitutifs du

moule et l'alliage AZ91D ont été évalués. La revue de littérature a permis d'isoler divers

facteurs, à savoir la composition du moule, d'une part, et les paramètres liés aux conditions

de solidification (température de coulée, température du moule, épaisseur de la pièce),

d'autre part. Un certain nombre d'expériences a donc été réalisé afin de déterminer

l'importance relative de ces paramètres sur les réactions moule-métal. Une fois cet aspect

clarifié, la couche de réaction entre le moule et le métal a été caractérisée. Pour ce faire,

différentes techniques ont été utilisées. Les techniques de spectroscopie de photoélectrons

induits par les rayons X (XPS), de diffraction des rayons X (DRX) et la microsonde

électronique ont permis de caractériser la couche de réaction, de manières qualitative et

quantitative. La morphologie de la couche de réaction a été observée par microscopie

électronique à balayage (MEB). Finalement, la rugosité, en relation avec le fini de surface

des pièces moulées, a été mesurée par profilométrie. L'ensemble des travaux effectués est

résumé à la Figure 3.3.

S 4

Réactivité et fini de surface

Revue de littérature

Paramètres de procédé

Conditions de solidification

température du moule température de coulée épaisseur

Nature de la couche de réaction

XPS DRX

Caractéristiques du moule - plâtre pur - plâtre commercial

Caractérisation

Morphologie

Microsonde électronique

Rugosité

MEB Profilomètre

Figure 3.3 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la réactivité moule-métal et du

fini de surface des pièces moulées à la cire perdue.

55

3.1.4 Microstructure et propriétés mécaniques

Comme il a été vu dans le chapitre précédent, les relations entre les propriétés

mécaniques et la microstructure des alliages de magnésium moulés à la cire perdue font

défaut dans la littérature. Les propriétés mécaniques dépendent non seulement de la finesse

de la microstructure, mais aussi de la présence éventuelle de défauts dans la pièce

(porosités, inclusions, etc.). Ces paramètres sont eux-mêmes reliés aux paramètres de

coulée.

Dans ce contexte, la microstructure et les propriétés mécaniques ont été évaluées en

fonction des paramètres influençant le temps de solidification (température de coulée,

température du moule, épaisseur de la pièce), mais aussi en fonction du système de coulée

adopté. Les espaces interdendritiques secondaires (SDAS) ainsi que la taille des grains ont

été mesurés afin de caractériser la microstructure des échantillons obtenus. Le taux de

porosités dans les pièces a aussi été mesuré. Les propriétés mécaniques ont été évaluées à

l'aide d'essais de traction. Les faciès de rupture, qui permettent d'obtenir des

renseignements sur les caractéristiques microstructurales du matériau, ont aussi été

observés. La Figure 3.4 résume les travaux relatifs à l'étude de la microstructure et des

propriétés mécaniques de l'alliage AZ91D.

56

Microstructure et propriétés mécaniques

i '

Revue de littérature

v Paramètres de procédé

" 1 Conditions de

solidification - température du moule - température de coulée - épaisseur

1 r Conditions de solidification

- température du moule - température de coulée - épaisseur

Système de coulée

Conditions de solidification

- température du moule - température de coulée - épaisseur

V

Caractérisation

i ' V w Microstructure

-SDAS - taille des grains

Faciès de rupture Propriétés mécaniques en

traction

Microstructure -SDAS - taille des grains

Propriétés mécaniques en

traction - porosité

Figure 3.4 Résumé des travaux relatifs à l'étude de la microstructure et des

propriétés mécaniques de l'alliage AZ91D moulé à la cire perdue.

57

3.2 TECHNIQUE EXPÉRIMENTALE

3.2.1 Procédure générale de fabrication des pièces

Les modèles en cire ont été fabriqués soit par soudage à l'aide d'une cire collante,

soit par injection dans une matrice métallique. Ces modèles ont été placés dans une base en

caoutchouc puis insérés dans des frettes (cylindres perforés en acier inoxydable) dont les

trous auront été recouverts de ruban adhésif.

Le moule a ensuite été préparé à partir d'un plâtre commercial ajouté à de l'eau

distillée suivant un rapport massique eau/plâtre de 40%, tel que recommandé par le

manufacturier. Il est important d'utiliser de l'eau distillée pour éviter l'introduction

d'impuretés susceptibles de favoriser les réactions moule-métal. On laisse tremper le plâtre

dans l'eau pendant une minute environ puis la barbotine est mélangée à l'aide d'un

agitateur pendant trois minutes. Le mélange est ensuite versé dans le châssis de moulage.

Après la prise du plâtre (environ dix minutes), on laisse le mélange reposer à l'air pendant

deux heures au minimum, puis le support en caoutchouc et le ruban adhésif sont retirés

avant le décirage, étape qui consiste à éliminer la cire. Cette opération est effectuée dans un

four préchauffé à 150°C.

Vient ensuite l'étape de cuisson du moule, qui permet d'éliminer l'eau et les résidus

du modèle et de donner une meilleure résistance mécanique au plâtre. Pour ce faire, le cycle

de cuisson recommandé par le manufacturier a été appliqué. Ce cycle consistait en un

premier palier à 371°C pendant deux heures, puis d'un deuxième palier à 482°C pendant

deux heures suivi d'un palier à 732°C pendant quatre heures. La température du four a

ensuite été abaissée et maintenue jusqu'à la température de moule désirée. Les taux de

montée en température étaient respectivement de 4, 2 et 10°C/min pour chacun des paliers.

Le moule est sorti du four juste avant la coulée pour éviter toute reprise d'humidité

qui pourrait favoriser les réactions moule-métal. Il est ensuite placé dans une chambre

ouverte, dont l'étanchéité est assurée par l'intermédiaire d'une plaque et d'un joint torique,

58

laissant uniquement l'ouverture du moule exposée à l'atmosphère. Un vide partiel (700 mm

Hg) est instauré à travers la chambre et autour du moule, à l'aide d'une pompe à vide

mécanique. La surface de l'alliage est écumée puis le métal liquide est versé sous

atmosphère protectrice CO2/0.5% SFv, dans le moule préalablement purgé.

Après solidification de la pièce, la pompe à vide est arrêtée et le moule est détruit

afin de récupérer la pièce obtenue. Cette étape, appelée décochage, s'effectue à l'aide d'un

jet d'eau sous pression. Les moules auront été préalablement plongés dans l'eau pendant

une trentaine de minutes afin de faciliter cette opération.

3.2.2 Choix des alliages

L'alliage AZ91D, qui est l'alliage commercial le plus répandu dans l'industrie

automobile, a été choisi dans le cadre de ce projet. Sa composition est donnée au Tableau

3.1 suivant.

Tableau 3.1 Composition de l'alliage A/911) (% en poids) utilisé durant le projet

(Norsk Hydro Canada).

Al Mn Zn Si Cu Ni Fe Be Mg

9.0 0.24 0.83 0.005 < 0.001 < 0.001 0.003 0.0008 Bal.

3.2.3 Gaz protecteur

Étant donnée la forte réactivité du magnésium, il convient de respecter un certain

nombre de mesures de sécurité. Par exemple, il faut s'assurer que le creuset soit propre

(aucune trace de rouille), vérifier la quantité de gaz protecteur et porter des équipements de

sécurité ignifugés. Dans le cadre de ce projet, aucun inhibiteur, comme le borofluorure de

potassium KBF4, n'a été ajouté dans le plâtre étant données la toxicité et la température de

59

décomposition relativement basse de ce type de produit. Un mélange de gaz constitué de

CO2 et de 0.5% SFÔ a été utilisé pour protéger le magnésium liquide et pour purger le

moule (1 à 2 minutes) avant la coulée du métal.

3.2.4 Microstructure et propriétés mécaniques

3.2.4.1 Microstructure

Des échantillons ont été coupés, enrobés dans de la résine acrylique et polis selon

les procédures développées pour les alliages de magnésium [7]. Le prépolissage des

échantillons a été effectué par passages successifs sur des papiers abrasifs de carbure de

silicium SiC de grosseur décroissante (jusqu'au grain 1200). Les papiers abrasifs sont

aspergés d'eau pour éviter tout échauffement de l'échantillon. Le polissage est ensuite

effectué à l'aide de suspensions de diamant (6 um et 0.1 um) sur des pelions, suivi du

polissage final avec une suspension de diamant (0.1 um) sur une toile « Texmet® ».

Afin de révéler la microstructure générale, les échantillons ont été observés après

attaque chimique dans une solution contenant 20% vol. d'acide acétique, 1% vol. d'acide

nitrique concentré, 60% vol. d'éthylène glycol et 19% vol. d'eau.

Pour révéler les grains, les échantillons ont été attaqués chimiquement à l'aide du

réactif développé par Maltais et coll. [8], qui permet de créer un contraste entre les grains

lorsque l'échantillon est observé sous lumière polarisée au microscope optique. La taille

des grains a été déterminée selon la procédure ASTM El 12 [9].

La mesure des espaces interdendritiques a été effectuée sur un minimum de dix

champs sur des dendrites révélant au moins quatre bras secondaires. Pour observer les

dendrites, les échantillons ont été attaqués par un mélange constitué de 2 ml d'acide

fluorhydrique HF, 3 ml d'acide chlorhydrique HC1, 5 ml d'acide nitrique HNO3 et 350 ml

d'eau H2O pendant 2 à 3 secondes.

60

Les échantillons ont été observés par microscopie optique avant et après attaque

chimique. Dans certains cas, les échantillons ont été observés par microscopie électronique

à balayage et à la microsonde électronique.

3.2.4.2 Mesure de la porosité

La méthode d'Archimède a été utilisée pour mesurer le taux de porosité dans les

échantillons. Un minimum de trois échantillons a été utilisé pour déterminer la masse

volumique. La Figure 3.5 suivante schématise la technique utilisée.

Balance analytique

Fil de suspension

Contenant

Support élévateur

Figure 3.5 Schéma du montage pour la mesure de la porosité.

Un panier est suspendu par un fil au crochet situé en dessous de la balance

analytique (sensibilité : 0.0001 g). Il est immergé jusqu'à un certain niveau dans un

contenant d'eau distillée, à laquelle du savon a été ajouté afin de diminuer la tension de

surface. La balance est ensuite tarée à zéro. L'échantillon est alors posé sur le plateau de la

balance et on note sa masse à sec « mair ». Une mince couche de vaseline est ensuite

61

appliquée à la surface de l'échantillon afin de sceller les porosités ouvertes. L'ensemble est

placé sur le plateau de la balance qui est à nouveau tarée à zéro. Le contenant est abaissé à

l'aide du support élévateur, puis l'échantillon est placé sur le panier et immergé dans l'eau

au même niveau que précédemment. On note la masse « meau-majr ». La température de

l'eau a aussi été prise en note. La masse volumique de l'eau est déterminée à l'aide du

tableau donné dans la norme ASTM B311 [10].

Le taux de porosité « P » est alors calculé de la manière suivante :

P = 100. t P L mair

P t h ' m a i r - m e a u (3.1)

où « PL » est la masse volumique de l'eau à la température mesurée, « pu, » la masse

volumique théorique de l'échantillon (1.81 g/cm3 pour l'alliage AZ91D), « majr » la masse à

sec de l'échantillon et « meau » la masse de l'échantillon dans l'eau.

Le taux de porosité a été mesuré sur un minimum de trois échantillons. Le détail des

calculs permettant d'évaluer l'incertitude globale sur les mesures de porosité est présenté

ci-dessous. Le taux de porosité peut s'exprimer de la manière suivante :

P= 100-100 . -^ .—52*—, soit : P * m a i r - n \ a u

In (100 - P) = In 100 + In p, - In plh +ln m . - In (mair - meau )

A(100-P)_ApL+Amair A(mair-meau) = Ap, +Amair Amair | Ameau

100-P pL mair mair-mea„ pL mair mair-meau mair-me

ce qui donne:

62

A(IOO-P) < Ap,

PL +

A m a i r + ÎOO-P

< Ap,

PL +

m a i r

+ A m a i r

m a i r - m e a u

I Àm„

mair m„

L'incertitude sur les mesures de porosité est finalement donnée par la relation

suivante :

A(IOO-P) 100-P

< ApL + A m a i r + < PL

+ mair

+ Am . + Am„

m. rn (3.2)

La masse volumique de l'eau « pi » dépend de la température de l'eau. L'incertitude

sur la mesure de la température est 0.5°C, ce qui induit une incertitude de

1.0125xl0"4g/cm3 sur la masse volumique. Les incertitudes sur les masses sont de 10" g.

Afin d'évaluer l'incertitude la plus élevée, la masse à sec la plus faible (de l'ordre de 0.8 g)

et la différence entre la masse à sec et la masse dans l'eau la plus faible (de l'ordre de 0.4 g)

ont été utilisées. La masse volumique est 0.9975 g/cm3 pour une température mesurée de

23°C. L'application numérique donne une incertitude globale maximale de 7.10"4.

3.2.4.3 Essais de traction et fractographie

Les propriétés mécaniques ont été évaluées à l'aide d'échantillons de taille réduite à

section rectangulaire de 6.0 mm de largeur et 25.0 mm pour la longueur entre repères

(Figure 3.6) [11]. Les modèles en cire destinés aux essais de traction ont été injectés dans

une matrice métallique, conçue de manière à pouvoir modifier l'épaisseur de l'éprouvette.

Les essais de traction ont été effectués à un taux de déformation de 4 mm/min avec un

extensomètre de 2.54 cm (1 pouce), soit un taux de 0.003 s , selon la procédure ASTM

B557M[11].

63

-ir- i t i* h ±

■C(-

Figure 3.6 Éprouvette de traction, a-distance entre repères (25.00 ± 0.10 mm) ; b-

largeur (6.00 ± 0.05 mm) ; c-épaisseur (maximum 6.00 mm) ; d-rayon du

congé (6.00 mm) ; e-longueur totale (100.00 mm) ; f-longueur de la

section réduite (32.00 mm) ; g-iongueur de la zone de serrage (30.00

mm) ; h-Iargeur de la zone de serrage (10.00 mm).

La résistance à la traction Rm a été mesurée et l'allongement à la rupture réel a été

évalué selon la relation suivante :

f réel f uniforme R

45000 xlOO (3-3)

La limite élastique à 0.2 % a été calculée avec un module élastique nominal de 45

GPa, puisque l'alliage de magnésium AZ91 ne présente pas une région élastique bien

définie [12-15].

L'analyse des faciès de rupture en traction a été réalisée à l'aide d'un microscope

électronique à balayage. Après les essais de traction, les échantillons ont été préparés pour

l'observation fractographique. Un revêtement Au-Pd a été appliqué à la surface des

échantillons, par évaporation sous vide, afin de limiter les effets de charge.

64

3.3 RÉFÉRENCES

1. Investment Casting Institute. Investment Casting Handbook. 1968. Chicago: Investment Casting Institute, 305 p.

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5. P. R. Beeley and R. F. Smart. Investment Casting. 1995. London: Institute of Materials, 486 p.

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9. ASTM El 12. Standard Test Methods for Determining Average Grain Size, Annual Book of ASTM Standards. 2001. West Conshohocken, PA: ASTM International, p. 243-266.

10. ASTM B311. Test Method for Density Détermination for Powder Metallurgy (P/M) Materials Containing Less Than Two Percent Porosity. Annual Book of ASTM Standards. 2001. West Conshohocken, PA: ASTM International, p. 83-86.

11. ASTM B557M. Standard Test Methods of Tension Testing Wrought and Cast Aluminum- and Magnésium-Alloy Products [Metric]. Annual Book of ASTM Standards. 2001. West Conshohocken, PA: ASTM International, p. 419-429.

12. T. K. Aune and H. Westengen. «Property Update on Magnésium Die Casting Alloys». 1995. Society of Automotive Engineers, Inc., Magnésium in Vehicle Design, 1995, p. 21-31.

13. M. M. Avedesian and H. Baker. ASM Specialty Handbook: Magnésium and Magnésium Alloys. 1999. Materials Park, OH: ASM International, 314 p.

65

14. C. H. Câceres, C. J. Davidson, J. R. Griffiths and C. L. Newton. «Effects of Solidification Rate and Ageing on the Microstructure and Mechanical Properties of AZ91 Alloy». 2002. Materials Science and Engineering A, 325, no 1-2, p. 344-355.

15. Z. Zhang and A. Couture. «Investigation of the Properties of Mg-Zn-Al Alloys». 1998. Scripta Materialia, 39, no 1, p. 45-53.

CHAPITRE IV

INFLUENCE OF PROCESS PARAMETERS ON FLUIDITY OF INVESTMENT-CAST AZ91D MAGNESIUM ALLOY

S. Lun Sin et D. Dubé

Département de génie des mines, de la métallurgie et des matériaux, Université Laval

Québec, QC G1K 7P4

Cet article a été publié dans la revue Materials Science and Engineering A (vol.

386, 2004, p 34-42).

67

4.1 RÉSUMÉ

Le moulage à la cire perdue en moule monobloc est un procédé polyvalent et précis,

qui permet la fabrication de composantes aux formes complexes, le remplissage de sections

minces et la reproduction des détails les plus fins. Ce procédé s'avère aussi particulièrement

utile pour couler des prototypes en alliage de magnésium, mais il existe peu de données

quantitatives quant aux relations entre les paramètres de procédé et la fluidité, propriété qui

détermine, dans une large mesure, la réussite des pièces coulées. Dans ce travail, des

expériences ont été effectuées sur l'alliage AZ91D afin de déterminer l'influence de divers

paramètres sur la capacité de remplissage des moules de plâtre avec assistance du vide. Les

paramètres suivants ont été étudiés : l'épaisseur de la section et la position du modèle dans

le moule, ainsi que les températures de coulée et de préchauffage du moule. Enfin, un

modèle simple a été développé pour estimer la fluidité.

4.2 ABSTRACT

Investment casting is a versatile and précise process, which allows the fabrication of

components requiring intricate shapes, the filling of thin sections and the reproduction of

fine détails. It is also useful for casting magnésium alloy prototypes but little quantitative

information is available about the relationships between process parameters and fluidity,

which plays an important rôle in the successful production of castings. In this work,

experiments hâve been performed on AZ91D alloy to détermine the influence of various

parameters on the filling capacity of a plaster mould using vacuum assistance. The

following parameters were examined: section thickness and position of casting in the

mould as well as mould and casting températures. A simple model was developed for the

calculation of the filled length.

68

4.3 INTRODUCTION

Investment casting methods are regarded as précise fabrication processes for

components having intricate shape and requiring excellent surface finish and dimensional

accuracy. Thèse methods, which include shell moulding, solid mould casting and numerous

similar methods [1,2], hâve been used for décades in jewellery [2,3], for casting artworks

[2,3], in surgery implants and in dental applications [2,3]. Investment casting methods are

currently selected for casting thin wall components from a wide variety of alloys including

superalloys, stainless steel, as well as aluminum- and copper-based alloys [1].

There is also a growing industrial interest in solid mould casting of magnésium

alloys for the production of prototypes or a short séries of components [4-6]. However

important process parameters about solid investment casting of magnésium alloys using

vacuum assistance are not available in the literature. Moreover, considering the reactive

nature of molten magnésium alloys with respect to plaster-based mould materials, a

particular foundry practice had to be developed. A study was thus conducted in our

laboratory to evaluate the influence of process parameters on the fluidity of AZ91D

magnésium alloy for the production of thin wall castings (<2 mm). The results of this work

are presented in this paper. The impact of process parameters on surface finish,

microstructure and mechanical properties of castings will be presented in fortheoming

papers.

Fluidity is defined as the ability for a molten métal to flow through and to fill a

mould cavity before solidification occurs [7]. It governs the filling of moulds and the

sharpness of cast détails. Fluidity is therefore an important property for the successful

production of castings. It is also an empirical property which dépends not only on the

composition of the molten alloy, casting parameters, and mould properties but also on the

testing method [8,9]. For instance, the mode of solidification has a strong effect on fluidity.

Alloys with a wide freezing range usually hâve reduced melt flow [7-15] and hâve a

tendency to deliver partially solidified métal to mould surfaces whereas pure metals and

69

eutectics are more fluid, flow farther than alloys and reproduce détails more accurately

[10].

Cleanliness of molten alloys also influences mould filling capacity and it has been

found that dissolved gases, intermetallic précipitâtes, inclusions, and non-metallic

impurities reduce the fluidity of alloys [12,16]. In particular, oxide films, which

spontaneously form at the surface of reactive melts, increase their surface tension and

reduce their ability to reproduce sharp détails. Thèse films can also be broken and mixed

into the flowing stream thereby decreasing the effective fluidity of the melt [7,12]. Oxides

and other intermetallics were found to reduce fluidity by as much as 20% [3]. However, it

was observed that filtering of impurities or degassing of alloys resulted in significant

improvement in fluidity [17,18].

In the filling of thin sections, surface tension of molten métal must be overcome in

order for the molten métal to be introduced into the cavities and provide sharp détails.

Considering a narrow plate having a thickness 2r and assuming that the liquid métal does

not wet the mould, filling is possible if the pressure at the interface exceeds the résistance

caused by surface tension [7] :

P i - P c > 1 (4.1) r

where y stands for the surface tension of the molten alloy, Pj is the local pressure inside the

molten métal and Pe the pressure within the cavity. The total pressure inside the métal is the

sum of the metallostatic pressure and the atmospheric pressure Pa. The pressure inside the

cavity is the sum of the pressure in the mould due to the atmosphère Pa and the back

pressure due to residual gases présent in the mould cavity Pm [7]. Then relation (4.1)

becomes :

(Pa + pgh)-(P a + P m ) > 1 (4.2) r

70

which simplifies yielding,

p g h - P m > ^ (4.3) r

where p is the density of the molten alloy, g the accélération due to gravity, and h the head

of métal. Relation (4.3) indicates that the back-pressure Pm due to gases confined within the

mould cavity lowers the effective head which governs mould filling. During filling, back-

pressure rises if gases within the mould cannot escape rapidly enough through vents or

through the pores of the mould. The permeability of the mould to gases is therefore

important to eliminate the occlusion of gases and to ensure correct mould filling [19-21].

It can also be shown that fluidity increases with solidification time [7], which in the

case of a pure métal poured at its melting point in an insulating mould can be expressed as :

t f = S 2 * ( PS H f ^2

TM "Tu J^m Pm c m (4.4)

where S is the thickness solidified, ps the density of solid métal, Hf the enthalpy of fusion,

TM the melting point, To the initial mould température, Km the thermal conductivity of the

mould, pm the density of the mould and cm the spécifie heat of the mould material [11]. This

équation indicates that a decrease of thermal conductivity, spécifie heat capacity or density

of mould material increases solidification time and therefore improves fluidity. Fluidity

also dépends on the enthalpy of fusion because solidification time is directly related to the

quantity of heat Q to be removed from the métal during solidification. If a pure métal

considered at its melting point is poured with negligible superheat, the heat that must be

removed before complète solidification is given by the following équation :

Q = PsVH f (4.5)

71

where p s is the density of the solidifying métal, V the volume of métal and Hf the enthalpy

of melting [22]. For comparison purposes, the enthalpy of fusion per unit mass and per unit

volume for pure magnésium and pure aluminum are given in Table 4.1 [23-25]. In the case

of magnésium and its alloys, their relatively lower enthalpy variation during solidification

represents a challenge to the proper filling of castings [26]. Far less energy needs to be

dissipated during solidification of magnésium and its alloys, which means shorter

solidification time, and less time for the métal to flow within the cavity than is the case

with aluminum alloys. Consequently a better balance in the température of the mould and

the molten métal is needed to control molten métal flow and solidification with magnésium

alloys.

Table 4.1 Thermal properties of pure magnésium and pure aluminum at their

respective melting points.

Material Enthalpy of fusion

unit mass (kJ/kg)

per Density of solid (at the melting point)

(kg/m3)

Enthalpy of fusion per unit volume

(MJ/m3)

Pure Mg

Pure Al

368

397

1610

2550

592

1012

In the case of magnésium and its alloys, the literature provides little information on

their fluidity. Niesse et al. [27] studied the fluidity of several magnesium-base alloys. As

expected, with addition of small quantities of alloying éléments, a sharp drop in fluidity

was observed, a rise in fluidity being noted as the alloy content approached eutectic

composition. Sundarrajan et al. [15] observed that in the case of Mg-Al alloys, fluidity was

inversely proportional to the non-equilibrium freezing range, being minimal for about 5%

aluminum. On the other hand, Sundarrajan et al. [28] found that the ability to properly

reproduce mould détails increases with aluminum content. Variations were ascribed to

superheat, pressure head and to an increased variation of enthalpy during solidification.

72

In the présent work, experiments were performed in order to détermine the relative

importance of spécifie parameters on fluidity of AZ91D alloy. The influence of

characteristic thickness of components was investigated along with various process

parameters : influence of vacuum assistance, position of the wax model in the flask as well

as casting and mould températures.

4.4 EXPERIMENTAL PROCEDURE

4.4.1 Lost wax process

The solid mould investment casting process which has been described in détail

elsewhere can be outlined as follows [1]. The process begins with the production of wax

patterns that are assembled into a cluster. This cluster is then placed into a specially

perforated flask, and a slurry is poured producing a solid block with a relatively low

permeability, though some permeability can be introduced to the block mould by the

incorporation of additives. After dewaxing, the mould is baked, and then oven cooled to the

appropriate température. The alloy can be poured with or without vacuum assistance.

Finally, after solidification, the mould is broken away to remove the castings. The

expérimental aspects of each step of the process are described below.

4.4.2 Production of wax patterns

Expérimental patterns were made from waxes used in jewellery and dentistry and

assembled to form a wax tree with sticky wax. Thèse waxes which contain a negligible

amount of ash were selected in order to prevent reactions with the plaster mould wall and

with molten magnésium. Their melting points, measured using differential scanning

calorimetry (DSC), were found to be in the range 60-65°C. No filler was necessary in the

présent séries of experiments. The characteristic properties of the waxes were selected to

facilitate dewaxing.

73

4.4.3 Mould making

A slurry, consisting of a commercial gypsum-bonded investment mixed with water,

was poured around the pattern. Care was taken to control the proportion in which the

investment material and water were mixed, since the permeability of the investment, which

influences the spécifie heat, thermal conductivity and density of the investment, dépends on

the investment/water ratio [29,30].

As confirmed by semi-quantitative X-ray fluorescence analysis, the commercial

plaster used in this study contains a high proportion of silica (62%) compared to calcium

sulphate (27%). This composition is typical of plaster investments commonly used in

jewellery and dentistry [3], which were developed to obtain the best reproducibility of

casting dimensions. Chemical additions were made to control setting time, setting

expansion and the viscosity of the slurry. Silica, in the form of quartz and cristobalite, is

used as the refractory component of the investment and controls its volume expansion.

Moulds were held for two hours after they had set. After wax élimination, moulds

were baked, in order to eliminate any trace of wax from the investment cavities, and ensure

complète removal of water, since molten magnésium will react with residual moisture and

chemically-bonded water [31]. The maximum température of the heating cycle was 730°C.

Heating at excessive température leads to important dimensional change [32] and to the

dissociation of gypsum into calcium and sulphur oxides and results in tarnished,

discoloured castings [19]. Moulds were oven cooled to the appropriate casting température.

4.4.4 Melting and casting

Molten magnésium alloys are highly susceptible to oxidation and care must be taken

to minimise the opportunity for magnésium to react with oxygen. A stainless steel crucible

was used for melting ingots of AZ91D magnésium alloy in an electric résistance furnace

and a mixture of CO2 and 0.5 % SF6 was used as a protective gas. Moulds were also

flushed with the same gas mixture immediately prior to casting in accordance with

74

recommended practice [33,34]. The alloy was poured with and without vacuum assistance.

Finally, the moulds were broken away with the help of pressurised water to remove the

castings.

Undesirable chemical reactions can occur between molten magnésium and the

various oxides contained in industrial plaster, sometimes leading to violent exothermic

reactions upon contact of the molten alloy with the mould wall during filling, and even

after the beginning of solidification [26,35]. Consequently, care must be exercised during

ail steps of the process.

4.4.5 Vacuum assistance

Figure 4.1 illustrâtes the expérimental set up for vacuum-assisted mould filling. A

steel collar is welded on the upper end of the perforated stainless steel flask. The flask is

placed into a vacuum chamber in such a way that the collar holds the flask in position

inside the chamber and a rubber ring aids in keeping a good seal between the collar and the

chamber. A partial vacuum is drawn within the chamber and around the mould and the

métal is poured into the exposed mould opening. Vacuum is maintained until complète

solidification of cast parts. Because of the perforation of the flask, a much larger area of

investment is exposed to vacuum, resulting in a greater and more evenly distributed

pressure differential [3]. In order to détermine the influence of vacuum on mould filling

capacity, two spirals, 1.6 mm thick, were cast with and without vacuum assistance.

7.S

Gasket

Test spécimen

Vacuum chamber

To vacuum pump

Figure 4.1 Illustration of the principle of vacuum-assisted casting.

4.4.6 Test model

The model used to perform fluidity tests consists of vertical strips, 0.5 cm wide,

attached to the sprue at différent distances d from the flask vertical axis and at différent

distances D from the top of the pouring cup, in such a way that the effective métal head

continuously decreases during the filling of the strips, Figure 4.2a. In thèse experiments, the

métal head is defined as the distance separating the pouring basin and the base of the

vertical strips [36]. Mould filling capacity was evaluated by measuring the maximum

height of the casting after solidification, Lf, as indicated in Figure 4.2b.

For this test casting design, it can be shown from the relation established by

Flemings et al. [37], that the maximum height of casting at the moment of freezing for thin

flat strips of thickness t and width x, with the assumption x » t , is :

76

Lf = PVQ t (kH f+CpAT s) 2h(T c -T M )

1 + -TÏAX

,1/2

VoCpp'k' (4.6)

where p is the density of liquid, Vo the velocity of liquid at entrance to section, k the

fraction of solidified alloy, Hf the enthalpy of fusion, Cp the spécifie heat of the liquid, ATS

the superheat defined as (Tc-TiJ where TL is the liquidus température, h the heat transfer

coefficient at the metal-mould interface, Tc the température of the liquid métal, TM the

initial mould température, AX the length of choking zone in alloy solidification, CP the

spécifie heat of the mould, p' the density of the mould, and k' the thermal conductivity of

the mould.

Distance from flask walls d

/S)

Métal head D

I I

< *

Runner Width

Thicknesst

(.0 (b)

Figure 4.2 Fluidity test model; (a) Schematic view of cluster, (b) Maximum height

of casting at moment of freezing.

77

This relation shows that fluidity dépends on casting température, mould température

and section thickness. In this work, the relative influence of thèse parameters as well as the

distance between strip and flask wall and the distance from top of pouring cup were studied

(Figures 4.2a and 4.2b). Expérimental parameters were set at the following levels: the

pouring température Te (650, 700 and 750°C), the mould preheating température TM (250,

300 and 350°C), the strip thickness t (0.08, 0.1 and 0.13 cm), the distance d between strip

and flask wall (1.2, 1.6, 2.6 and 3.6 cm) and the distance D from the top of the pouring cup

(8, 12 and 16 cm). Each test was performed at least twice using vacuum assistance.

4.5 RESULTS AND DISCUSSION

4.5.1 Influence of vacuum assistance on fluidity

Figure 4.3 illustrâtes the influence of vacuum assistance on the casting of a flat strip

curved into a spiral. Without vacuum assistance (Figure 4.3a), the molten AZ91D alloy is

not fluid enough to fill the mould completely, creating misrun defects. On the other hand,

fluidity is strongly increased by using vacuum assistance leading to complète filling of the

spiral (Figure 4.3b).

Figure 4.3 Influence of vacuum assistance on mould filling; (a) Spiral cast without

vacuum assistance, (b) Spiral cast with vacuum assistance.

78

In the absence of vacuum assistance, the condition governing the filling of moulds

is given by équation (4.3). Under thèse conditions, atmospheric pressure plays no rôle in

the filling of mould. With vacuum-assisted filling, residual gases are removed from mould

cavity by drawing a vacuum through the perméable mould and atmospheric pressure

effectively pushes the molten métal inside the cavity. Thus, the term (Pa + Pm) becomes

negligible and équation (4.2) reduces to:

Pa + pgh > * (4.7) r

This relation indicates that the atmospheric pressure Pa is allowed to act on the

incoming métal, vacuum efficiently drawing the molten métal into the mould. In practice

however, a pressure of about half an atmosphère (0.5 Pa) is commonly obtained [7].

4.5.2 Influence of expérimental parameters on fluidity

4.5.2.1 Distance from flask walls

The influence of the distance between the flask wall and the strips on fluidity was

studied for différent casting conditions. Figure 4.4 shows a typical curve obtained with a

pouring température of 750°C and a mould température of 350°C. The strips were 1.3 mm

thick and the distance from the top of the pouring cup was set at 8 cm. Sélection of other

expérimental parameters produced a similar trend. The degree of filling is lower when

strips are located near the flask central axis, since the more important distance between the

mould cavity and the perforated flask wall results in a less effective action of vacuum. This

confirms that mould filling efficiency is related to the local degree of vacuum, as shown

recently by Vainer and Lerner [38]. However, the improvement in fluidity is small as the

distance between flask wall and the strips is diminished. In the following sections, only

data corresponding to a flask-strip distance of 1.1 cm are presented.

79

■

! I

1

■ 1

0,5 1,5 2,5 3,5

Distance from flask walls d (cm)

Figure 4.4 Influence of distance from flask wall on mould filling (Tc = 750°C; TM =

350°C; t - 1.3 mm, D = 8 cm).

4.5.2.2 Métal head

Figure 4.5 shows that there is a linear relation between mould filling capacity and

métal head in agreement with previous investigations [7,9,10,12,28,37-39].

4.5.2.3 Section thickness

Figure 4.6 illustrâtes the linear dependence between mould filling capacity and

section thickness, keeping the pouring température at 750°C and the plaster mould being

preheated at 300°C. This is in agreement with relation (4.6), which predicts a direct

proportionality between section thickness and fluidity. Thèse results can be explained by

the fact that thinner sections promote faster solidification. Thus for a fixed head of métal,

ail factors being equal, the thinner the section, the more difficult it is to fill the mould.

80

Ë < i

10 11 12 13

Métal head D (cm) 14 15 16 17

Figure 4.5 Influence of métal head on mould filling (Tc - 750°C; TM = 300°C; t 1.3 mm; d = 1.1 cm).

14

12

10

0

♦ D = 8 cm ■ D = 12 cm ,< i

A D = 16 cm , . . - - '

_ . . - - ' ' ' j [••""•"-"I. - i j \ i . - - - "

i 1

< f i ►

f

i i i i i p

1,3 1,4

Figure 4.6

0,6 0,7 0,8 0,9 1 1,1 1,2

Section thickness t (mm)

Influence of section thickness on mould filling (Tc = 750°C; TM = 300°C; d = 1.1 cm).

81

4.5.2.4 Casting température

Figure 4.7a shows the influence of superheat on mould filling capacity, maintaining

constant the mould preheating température and strip thickness. In agreement with previous

studies [7-10,28,38,40], thèse results confirm that mould filling is improved with superheat.

Within the température range considered, the relation between filled length and superheat is

almost linear. Thèse results are explained by an increase in the enthalpy of the métal with

pouring température. Therefore, the métal remains liquid for a longer period of time and

consequently a better filling of the mould cavity is obtained. In the présent work, the degree

of superheat was limited to 155 K. Beyond this superheat, the SF6 protective atmosphère is

less efficient [41] and iron contamination of the melt increases [42].

Examination of relation (4.6) suggests that, ail factors being equal, Lf should

increase linearly with ATS/(TC-TM). The results shown in Figure 4.7b are in agreement with

a linear relation. Moreover, as the métal head D increases, the velocity Vo increases, and

the slope of the curves Lf = f (ÀTS/(TC-TM)) should increase, as can be observed in Figure

4.7b.

Finally, according to relation (4.6), fluidity is not expected to be null at zéro

superheat but it should be reduced rapidly with température upon cooling below the

liquidus since the viscosity increases by orders of magnitude [10]. However extrapolation

of the linear curves of Figure 4.7b suggests a fluidity close to zéro or slightly négative at

zéro superheat. This resuit can be explained by the choice of the casting température as a

référence parameter which is not the effective température of the molten alloy entering the

strips.

S2

12

10

•3 6 , i

Figure 4.7

i A D = 8 cm ■ D= 12 cm ♦ D = 16 cm /" /i / ' i> y ' '

r .-•"" ,--"" ...A ' ','' ..-*''

.- ' . -* ' ■.-' i"

12

6 3 6

50 100 150

Superheat ATS (°C)

(a)

200

A D = 8 cm \

■ D= 12 cm ♦ D= 16cm

, * ' 1

N ,"' y'

< >,-'' y'' ' ......i 1

y'"' ,.■■■'1 k'

i

I 1 1

v"'

' i

O 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4

ATS/(TC-TM)

(b)

Influence of casting température on mould filling; (a) as a function of

superheat ATS and (b) as a function of ATS/(TC-TM). (TM = 300°C; t =

1.3 mm; d = 1.1 cm).

83

4.5.2.5 Mould preheating température

Figure 4.8a illustrâtes the influence of mould preheating température on mould

filling capacity for différent heads of métal. As expected, raising mould preheating

température improves mould filling [9,12,13,36]. Equation (4.6) also implies that

solidification time is a function of the inverse of the différence between casting température

and mould température. Thus, raising mould température should reduce the rate of heat

transfer and retard solidification, increasing fluidity. However, the influence of mould

température on filling is relatively weak. In the présent investigation, mould preheating

température was limited to 350°C. Higher mould températures promoted mould-metal

reactivity and had a deleterious effect on surface finish. Equation (4.6) indicates that Lf is a

function of l/(Tc -TM), ail other factors being constant. This relation has been plotted in

Figure 4.8b for différent heads of métal. A linear model was used to fit the data, revealing a

qualitative agreement with relation (4.6). It confirms that fluidity is higher when the head

of métal is higher. Similar to the case where the influence of casting température was

studied, increasing the head of métal increases the velocity of métal. Thus, the slope of the

curves increases with higher métal head.

84

M

10

V,

0

A D: 8 cm . . . . - ' * ■ D: 12 cm

. . . . - ' *

♦ D: 16 cm ' ' . - ■ " '

- L ---1 i-s

* -i -

> 1 ' i

M

\2

II o

200 220 240 260 280 300 320 340 360

Mould preheating température TM (°C)

(a)

A D: 8 cm ■ D: 12 cm ♦ D: 16 cm

* ÏA

>-i

0 0,0005 0,001 0,0015 0,002 0,0025 0,003

1/(TC-TM) (1/°C)

(b)

Figure 4.8 Mould filling as a function of (a) mould preheating température and (b)

1/(TC-TM). (Tc = 750°C; t » 1.3 mm; d = 1.1 mm).

,x.s

4.5.3 Régression analysis of expérimental data

The data obtained in the présent work were analysed and fitted to a simple empirical

model in order to express the filled length Lf as a function of the expérimental parameters

studied. The model is partially based on the work of Flemings et al. [37]. Fluidity was thus

assumed to be a function of section thickness t and ATS/(TC-TM), with the différence that

fluidity was assumed to be negligible at zéro superheat, as previously discussed. Finally,

the influence of métal head D and distance from flask wall d were added to the model. The

model derived is written as follows:

Lf =cp-Da-tp-dY-( AT Y AT s VTc TM )

(4.8)

where the expérimental parameters are in the following range : D = 8-16 cm; Te — 650-

750°C; TM = 250-350°C; t = 0.08-0.13 cm; d =1.2-3.6 cm.

More than 160 experiments were performed and adjustable parameters were

determined by minimising the residual sum of the squares (least square method). Their

values are given in Table 4.2 along with their standard error.

Table 4.2 Value of adjustable parameters.

Adjustable parameter Value Standard error

q> 14.25 1.19

a 0.96 0.03

p 0.80 0.06

y -0.19 0.02

S 1.24 0.04

86

The équation obtained for Lf is given as follows:

L r = 14.25-D 0.96 ,0.80

, o. i y

ATQ 1.24

V M : ^M j (4.9)

Equation (4.9) confions the weak effect of distance from flask wall on fluidity and

the almost linear variation of Lf with métal head.

Figure 4.9 compares the calculated filling length using équation (4.9) with the

expérimental data. There is a relatively good agreement with the model chosen. The

standard error on Lf is 0.13 cm with a value for R2 of 0.92.

S

a (U

W

6 8 10 Predicted Lf (cm)

1?. 14 16

Figure 4.9 Comparison between predicted values of Lf as calculated by équation

(4.9) and expérimental results.

87

4.6 CONCLUSIONS

In the présent work, experiments hâve been performed to study the influence of

casting parameters on mould filling efficiency during investment casting of AZ91D alloy.

The following parameters were examined: vacuum assistance, pouring température, mould

preheating température, strip thickness and distance between the strips and the perforated

flask wall.

The experiments demonstrated that vacuum assistance is very efficient for filling

thin sections, removing trapped air, and drawing the molten métal into the mould. The

experiments also confinn that increasing the métal head improves the filling of moulds. To

a lesser extent, decreasing the distance from flask walls increases mould filling, since the

vacuum is stronger in the vicinity of flask walls. Finally, raising pouring and mould

preheating températures retards solidification and improves mould filling efficiency. In the

case of AZ91D magnésium alloys, using a casting température of 750°C and a mould

température of 350°C provides better filling of the mould. Higher casting températures

promote undesirable reactions between magnésium and oxygen. Finally the expérimental

data were fitted to a simple empirical model in order to express the filled length Lf as a

function of the expérimental parameters studied: Lf =14.25-D •-1 t AT* V '24

0.19 Ls

V^c T M j

4.7 ACKNOWLEDGEMENTS

The authors are grateful to the Natural Sciences and Engineering Research Council

of Canada (NSERC) and Intermag Technology for financial support during this project.

The authors would also like to thank Norsk Hydro Canada (Bécancour, Que., Canada) for

kindly supplying magnésium ingots. The assistance of Mr. Guy Bureau and Alexandre

Maltais is kindly acknowledged.

xs

4.8 REFERENCES

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CHAPITRE V

INTERFACIAL REACTIONS BETWEEN AZ91D MAGNESIUM ALLOY AND

PLASTER MOULD MATERIAL DURING INVESTMENT CASTING

S. Lun Sin, D. Dubé et R. Tremblay

Département de génie des mines, de la métallurgie et des matériaux, Université Laval

Québec, QC G1K 7P4

Cet article a été publié dans la revue Materials Science and Technology (vol. 22, no.

6, 2006, p 1456-1463).

')2

5.1 RÉSUMÉ

Les réactions à l'interface moule/métal déterminent la qualité des pièces obtenues

par moulage à la cire perdue. Elles sont particulièrement importantes dans le cas des

alliages de magnésium moulés dans des moules de plâtre. Dans ce travail, les réactions

entre le magnésium liquide et le moule de plâtre ont été étudiées. Tout d'abord, les

réactions potentielles avec les matériaux constitutifs du moule (incluant les gaz) ont été

examinées selon des considérations thermodynamiques. Ensuite, l'alliage de magnésium

AZ91D a été coulé sous forme de feuilles minces dans des moules de plâtre. La surface des

feuilles et du moule a été caractérisée. L'analyse des produits de réaction indique que les

vapeurs de magnésium diffusent à travers le plâtre et réduit la silice présente dans le moule

selon la réaction suivante : 4Mg + SiC>2 = 2MgO + Mg2Si. L'ampleur des réactions est

contrôlée par la température du moule et l'épaisseur de la pièce moulée.

5.2 ABSTRACT

Reactions at the mould/metal interface play an important rôle in determining the

quality of investment castings. They are particularly critical in the case of magnésium

alloys cast in industrial plaster moulds. In this work, reactions of molten magnésium alloy

with plaster mould were studied. First the potential interactions with mould materials

(including gases) were examined using thermodynamic considérations. Then thin sheets of

AZ91D magnésium alloy were cast in industrial plaster moulds using vacuum assistance:

the surface of sheets and plaster mould were characterised. The analysis of reaction

products indicates that magnésium vapours diffuse through the plaster and reduce the silica

présent in the investment material according to the following reaction: 4Mg + SiÛ2 =

2MgO + Mg2Si. The extent of reactions is controlled by mould température and thickness

of castings.

93

5.3 INTRODUCTION

The quality of investment castings dépends to a large extent on their surface finish.

It becomes thus essential to consider the reactions between the mould and the molten alloy.

In the case of magnésium alloys, the use of plaster moulds is generally not recommended

due to the high reactivity of the molten alloy with respect to mould materials [1]. Chemical

reactions with free water and silica contained in industrial plaster investments are suspected

[1-6].

Despite thèse limitations, previous works hâve shown that it is possible to cast

magnésium into silica-containing moulds using precautionary measures. Plaster-based

moulds hâve been successfully used to cast AZ91 magnésium alloy for short séries of thin

and complex components [7-9], to fabricate open-cellular structures having more than 95%

porosity [10] and, to a lesser extent, to produce investment cast parts [5,11,12]. However,

none of thèse studies investigated the reactivity between plaster-based mould and

magnésium alloys, which is still poorly understood.

In the présent work, the reactions involved during solid mould investment casting of

magnésium alloys were studied. The possible reactions between magnésium and mould

materials were briefly reviewed and a séries of casting experiments were performed with

the objective to identify the rôle of the main factors influencing the mould-metal reactivity.

Practical information about investment casting of magnésium alloys is also given. Finally,

the reactions that occur with industrial casting plasters containing silica additives were

determined.

5.4 MOULD / MÉTAL REACTION

Among the potential factors affecting the reactivity of molten magnésium with

respect to mould constituents, the influence of the following will be shortly reviewed:

94

composition of mould materials, trapped gases, dewaxing residues and cast alloy. Casting

conditions were also considered as they influence the extent of reactions.

Table 5.1 gives thermodynamic properties (standard Gibbs énergies ÀG and

enthalpies AH) of selected reactions. Calculations indicate that thèse reactions occur

spontaneously (AG < 0) over the range of température considered.

5.4.1 Composition ofplaster mould

5.4.1.1 Plaster décomposition

Calcium sulphate hemihydrate (CaSC^-Vit^O) is the binding component of plaster-

based investments. Combined with water, it produces a mouldable and quickly setting

slurry. After setting, the combined water is gradually removed from the gypsum mould

(CaS04.2H20) during the baking cycle. The maximum température of the cycle must be

carefully controlled since, under oxidising atmosphère, dehydrated calcium sulphate

(CaSC>4) décomposes at a significant rate above 1240°C, the reaction being complète at

about 1450°C [15]:

CaS04(s)-* CaO (S) + S03 (g) (5.1)

S 0 3 ( g ) - S0 2 ( g ) +y 2 0 2 ( g ) (5.2)

Table 5.1 Standard Gibbs energy (AGreact) as a function of température (T) and enthalpy (AHreact.) of selected reactions

[13,14].

Reaction AG^ct (kJ/mol) = a + b.T.Iog T + c.T

a bx i ( r AHreact.

(kJ/mol)

Température range (K)

Mg MgQ

Mga

Mg0

MgG

MgG

Mga

Mg(]

+ CaS04(S)^ CaO (S) + MgO (S) + S02 (g) -114

+ VA CaS04 (S) -» MgO (S) + VA CaS (s) -3 81

+ Vt Si02 (S) -* MgO (S) + Vi Si (S) -157

+ VA Si02 (S) -* J4 MgO (S) + VA Mg2Si (s) -103

+ V3 Fe203 (s) -» MgO (S) + 2/3 Fe (s) -334

+ H20 ( g )-* MgO(s) + H2(g) -362

+ ^ 0 2 ( g ) - MgO(s) -608

+ '/3N2(g)^'/3Mg3N2(s) -162

-1.00 -0.153 -114 -1.00 0.0335 -371 -1.00 0.0259 -157 0.50 0.0206 -103 -1.00 0.0258 -334 -1.00 0.0579 -362 -1.00 0.1128 -608 0.00 0.0757 -162

923-1124

923-1124

923-1380

923-1373

923-1380

923-1380

923-1380

923-1061

96

The production of sulphur dioxide causes gas porosity [16,17], which is detrimental

to surface finish. This décomposition occurs above the boiling point of magnésium and far

from usual mould preheating température or casting température [1]. Consequently calcium

sulphate could be considered as having a relatively good thermal stability under normal

casting conditions. However the décomposition température of calcium sulphate can be

reduced down to about 800°C in the présence of carbon monoxide [18] silica and various

other oxides [15,18-20] or under inert atmosphère [15]. In that perspective, molten

magnésium, which is a powerful reducing agent, is also expected to lower the

décomposition température of calcium sulphate according to the following reactions:

CaS04 (s) + Mg (,) - CaO (s) + MgO W + S02 (g) (5.3a)

CaS04 (s) + 4Mg (1) -* CaS (s) + 4MgO (s) (5.3b)

5.4.1.2 Additives

Industrial plasters contain additives such as cristobalite, quartz or wollastonite,

which can react exothermically with molten magnésium alloys. As mentioned earlier,

magnésium combines with silica to produce magnésium oxide, magnésium silicide and

silicon [21-23]:

2Mg (1) + Si02 (S) -* 2MgO (s) + Si (s) (5.4a)

4Mg 0) + Si02 (S) -* 2MgO (S) + Mg2Si (s) (5.4b)

The extent of thèse reactions is ail the more important as silica particles contained in the

investment are small, since finely divided particles hâve a superior spécifie surface.

97

5.4.1.3 Impurities

The présence of impurities such as iron oxides in the plaster-based investment can

lead to a thermite reaction with molten magnésium:

3Mg(l) + Fe203(s)^ 3MgO (s) + 2Fe (s) (5.5)

a reaction which can be minimised by using investment containing low level of iron oxides

and iron-free water supply (no tap water) [24]. Similar exothermic reactions would also

occur between molten magnésium and other iron oxide particles (FeO, Fe3Û4) [25].

5.4.1.4 Residual water

Residual water within preheated moulds, both free- and chemically-bonded water,

must be eliminated since it can be decomposed by molten magnésium [2,4,24,26,27]. Upon

pouring, the liquid magnésium heats up the mould and causes a rapid vaporisation of any

residual water resulting in steam, which can combine with magnésium:

Mg (1) + H20 (g) - MgO (s) + H2 (g) (5.6)

The hydrogen produced by this reaction can ignite explosively in the présence of oxygen

trapped within the mould. Sufficient baking time and appropriate température cycle, which

are determined by expérimentation, are therefore necessary in order to eliminate residual

traces of water. In particular, the interior of the mould must be at a température of at least

105°C to ensure the removal of the free water [1].

5.4.2 Trapped gases in contact with magnésium

Nitrogen and oxygen (as well as water vapour) from the atmosphère are initially

présent within the open porosities of preheated moulds and adsorbed on free surfaces.

98

Thèse gases can diffuse through the mould and combine exothermically with molten

magnésium [28]. The high affinity of molten magnésium for oxygen can lead to the

formation of magnésium oxide. Magnésium also reacts with nitrogen to produce

magnésium nitride.

2Mg(I) + 0 2 (g) - 2MgO(s) (5.7)

3Mg(1) + N2(g)^ Mg3N2(s) (5.8)

Reactions with thèse two gases can be avoided by carefully flushing the mould prior

to pouring [24] and by using a properly designed sprue and gating system [1].

5.4.3 Dewaxing residues

The interaction between magnésium and ashes remaining after the élimination of

wax models can affect the surface finish of cast components. However the removal of the

model residues [5] and the use of wax containing low level of ashes can reduce thèse

reactions [29]. The réduction of calcium sulphate is more likely to occur in the présence of

carbon from the residues of partially burnt out wax [16,17]:

CaS04(s) + C(s)-* CaO(S) + S02(g) + CO(g) (5.9a)

CaS04(s) + CO(g)-> CaO(s) + S02(g ) + C02 ( g ) (5.9b)

The resulting formation of S02, CO and C02 can induce gas porosity in the casting.

5.4.4 Composition of the magnésium alloys

The reactivity of molten magnésium alloys strongly dépends on their composition.

Proper alloying additions prove to reduce the reactivity of magnésium by decreasing the

99

liquidus température [30] and the handling température range. They also improve the

properties of the oxide film which fonns at the surface of molten magnésium, decreasing

magnésium evaporation and oxidation [31-34]. Alloying éléments such as aluminium,

béryllium and calcium contribute therefore to the réduction of the chemical activity of

magnésium. However, alloying éléments like lithium take part actively to reactions with

mould materials [35].

5.4.5 Casting conditions

The exothermic reactions of magnésium with plaster investment or gases generate

heat within the mould, slow down the cooling of the molten métal contained in the cavity,

and eventually increase internai mould température. In the latter situation, décomposition of

the plaster mould could lead to high internai pressure and destruction of the mould. The

extent of thèse reactions dépends on solidification time, which is influenced by casting and

mould preheating température, as well as section thickness [3,4]. Finally, inhibitors and

protective gases, such as sulphur hexafluoride SF6, can be used inside the plaster mould to

produce a temporary protective barrier at the surface of the molten alloy [2,5], thus

reducing mould-metal reactivity.

5.5 EXPÉRIMENTAL PROCÉDURE

5.5.1 Production of castings

The solid mould investment casting method used in the présent study has been

described in a previous paper [27]. This method requires the production of wax patterns,

which are assembled into a cluster with suitable gâtes and runners. The cluster was placed

into a perforated flask and a plaster-based slurry was poured around the pattern. Distilled

water was used to limit iron content in the mixture in order to prevent eventual reactions of

molten magnésium with iron oxides [24]. Inhibitors such as potassium fluoborate (KBF4)

were not used, due to early décomposition during the baking cycle of the plaster mould and

their toxicity [11,12].

100

After the investment had set, the wax model was burnt out and the mould heated at a

maximum température of approximately 730°C, lo completely eliminate traces of water

contained in moulds and carbonaceous residues from wax. The maximum température

reached during the heating cycle must be carefully controlled since heating above 730°C

produces unacceptable dimensional variations of the mould [36] and can lead to the

dissociation of gypsum into calcium and sulphur oxides [37,38], as mentioned previously.

Moulds were oven cooled at the desired température.

AZ91D magnésium alloy was cast by melting ingots in 430 stainless steel crucibles

under CO2-0.5%SF6 gas protection. Its composition is given in Table 5.2, in accordance

with ASTM B93/B93M standard [39]. Preheated moulds were flushed with a CO2-0.5%SF6

gas mixture immediately prior to and during alloy pouring, in accordance with

recommended practice [24,40], Mould purge must be performed for a time sufficient to

replace the air présent in the pores of the mould with CO2-0.5%SF6 gas mixture [24]. The

mould was filled using vacuum assistance. Unless specified otherwise, the mould was

broken away with the help of water to remove the casting.

Table 5.2 Composition of ingots of AZ91D magnésium alloy (wt %) .

Mg Al Mn Zn Si Cu Ni Fe Be

Balance 9.0 0.24 0.83 0.005 < 0.001 < 0.001 0.003 0.0008

101

5.5.2 Research methodology

The wax model was made by assembling flat sheets of wax onto a 9.5 mm diameter

sprue, as illustrated in Figure 5.1. Each sheet was 34 mm x 50 mm in size, their thickness

varying between 0.3 and 1.6 mm.

0 « 9.5 mm

9.

34 mm

Figure 5.1 Test model showing the pouring cup, the sprue and the attached sheets.

The effect of silica présent in commercial plaster investments was investigated by

casting AZ91D alloy into moulds made of commercial plaster-based investment plaster and

pure plaster (calcium sulphate hemihydrate). The composition of the commercial plaster-

based investment is given in Table 5.3. It is essentially composed of calcium sulphate

hemihydrate, which is the main setting agent, and of silica, as quartz and cristobalite, which

is used as the refractory component of the investment and controls the mould permeability

and its volume expansion during baking [29,41]. The surface aspect of the castings was

compared. Thereafter, only the commercial plaster-based investment was used in the

following experiments, where the effect of section thickness and casting conditions on the

reactivity of AZ91D were investigated.

102

Table 5.3 Composition of commercial investment used to prépare plaster-based

moulds.

Constituent Composition (wt %) CaS04 26.7 Si02 62

A1203 0.14 Fe < 0.05

Minor éléments Balance

Various solidification conditions were used in order to détermine the limits of the

process. Moulds were oven cooled to différent températures varying between 250 and

450°C. This température range was selected in order to produce acceptable filling and

solidification conditions. To study the influence of pouring température, AZ91D alloy was

cast between 650 and 750°C. Finally, the section thickness of the sheets was varied

between 1.0 to 1.6 mm, which is common for investment casting. Sheets 0.4 mm thick were

also tested for comparison purposes.

5.5.3 Characterization methods

The reactivity between plaster mould and cast alloy was initially evaluated by visual

inspection of the surface of cast sheets. Thèse surfaces were further examined at higher

magnifîcation with a scanning électron microscope (SEM) equipped with an energy

dispersive spectrometer (EDS). A Dektak profilometer was also used to evaluate the

average arithmetic surface roughness (Ra) [42]. The surface of sheets was scanned over a

distance of 2 cm. Measurement was performed twice on surfaces where signs of reactions

were évident and on areas where reactions were not visible.

Selected surfaces were also characterised by X-ray photoelectron spectroscopy

(XPS), électron probe microanalysis (EPMA) and X-ray diffraction (XRD). XPS analysis

of the samples was carried out using the monochromatic Al K^ radiation. A broad scan

103

survey (pass energy = 160 eV) was performed on each sample. XRD spectra were recorded

using the Cu KQ, radiation. It must be noted that, for thèse analysis, surfaces were not

cleaned with water but only loose débris were removed using a blast of dry air in order to

maintain the integrity of the reaction layer.

5.6 RESULTS AND DISCUSSION

5.6.1 Influence of investment composition

Visual inspection of AZ91D sheets cast in pure plaster and commercial-based

plaster showed no significant reaction between the magnésium alloy and the moulding

média. However, further observation of their surface with the scanning électron microscope

(Figures 5.2a and 5.2b) revealed typical différences. Figure 5.2a shows the surface of a 1.6

mm thick sheet cast in commercial plaster (casting température: 750°C; mould température:

350°C). It displays an irregular morphology with round pits. The microanalysis of débris

remaining in thèse pits reveals the présence of silicon in addition to magnésium and

oxygen. Magnésium and a minor quantity of oxygen were also detected at the surface of the

sheet, likely as magnésium oxide [31,43]. The shape of the pits could be ascribed to the

production of SO2, produced by local décomposition of calcium sulphate due to excessive

heating [16,17], as previously discussed. On the other hand, the surface of a sheet cast in

pure plaster under identical conditions displays a more regular surface without any pit

(Figure 5.2b). Only magnésium and oxygen were detected at the surface of this sheet.

Under the présent expérimental conditions, no other reaction product was found at the

surface of AZ91D sheets cast in pure plaster moulds. Reaction (5.3a) between calcium

sulphate and magnésium is thermodynamically favourable but, under the présent

expérimental conditions, no décomposition of calcium sulphate was observed in pure

plaster moulds. However, the sensitivity of pure plaster to thermal shock and its high

dimensional contraction during baking make it quite unsuitable for investment casting.

Consequently no other casting experiment was performed with pure plaster during this

work.

104

Figure 5.2 SEM micrographs of 1.6 mm thick AZ91D sheets cast (a) in commercial

plaster, showing round pits and (b) in pure plaster. (Tcastj„g = 750°C and

Tmould = 350°C).

5.6.2 Casting température, mould température and section thickness

Within the range of casting températures (650-760°C), no significant influence of

casting température on reactivity and surface finish was observed. However, increasing

mould température and/or section thickness proved to adversely affect mould-metal

reactions. Figures 5.3a and 5.3b show the surface of two 1 mm sheets, which were cast at

750°C in moulds preheated at 300 and 450°C respectively. The typical surface roughness

profile of each surface is also given (right side of the figure). Visual inspection reveals no

visible trace of metal-mould reaction at the surface of the sheet cast in moulds preheated at

300°C (Figure 5.3a), while sheets cast in moulds preheated at 450°C exhibit black deposits

on their surface (Figure 5.3b). Moreover, in the case of sheets cast in a mould preheated at

300°C, a surface roughness of 1.4 um was measured, which is inferior to the values

typically obtained in investment casting (3.2 um) [26]. Increasing the mould preheating

température locally increases the average surface roughness of AZ91D sheets (up to 5.3

jxm). The detrimental effect of raising mould preheating température is ascribed to a

reduced rate of cooling: the température remains high for a longer period of time in

castings, promoting reactions between magnésium and silica from plaster mould.

105

Hi "•via i iff

Ra: 1.4 nui

X(HIll)

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2(1)0

20)0

Ra: 5.3 um X(|.im)

Figure 5.3 Influence of mould preheating température on reactivity and roughness

of AZ91D 1.0 mm sheets cast at 750°C (a) in a mould preheated at

300°C, and (b) in a mould preheated at 450°C. (Roughness was

measured near the arrow).

Similarly, increasing the sheet thickness increases the solidification time, allowing

more time for reactions to take place. For thicknesses comprised between 0.4 and 1.6 mm,

and using secondary dendrite arm spacing [44] and a liquidus-solidus interval of 170 K

[45], the estimated solidification time range from 0.1 to 40 s. For the sprue and pouring cup

it is estimated to 180 and 260 s respectively. As seen in Figure 5.4, black deposits were

observed at the surface of pouring cups and sprues (casting température: 750°C, mould

température: 350°C). Thin sheets of AZ91D alloy (0.4-1.6 mm thick), were free of such

deposits.

106

Figure 5.4 Surface aspect of (a) a pouring cup showing black deposits over its side

surface and (b) a reaction-free 1.0 mm sheet cast at 750°C in rnoulds

preheated to 350°C.

Moreover, Figure 5.5 shows a dendritic structure at the surface of a 0.4 mm thick

sheet observed with a scanning électron microscope. No crater, such as those previously

observed at the surface of the 1.6 mm thick sheet, was visible (Figure 5.2a). It is therefore

concluded that the formation of craters and pits is enhanced by an increase of section

thickness.

Figure 5.5 SEM micrograph of a 0.4 mm AZ91D sheet showing delineated

dendrites but no pit.

107

Final ly, from the results of thèse experiments, it was possible to set practical

limitations of the casting process for AZ91D alloy. Firstly, it was found that (between 650

and 760°C) the casting température does not noticeably influence mould-metal reactivity.

However, the SF6 protective atmosphère is less efficient at higher casting température [46]

and iron contamination of the melt from steel crucible increases [1]. Consequently, the

maximum casting température should not exceed 760°C although the melt is more fluid at

higher température [27]. Secondly, it was found that increasing mould température and

section thickness enhance mould filling [27]. However a compromise must be found

between filling ability, which is required to produce complex and thin wall castings, and

metal-mould reactivity, which governs the quality of the finished cast part. In the présent

work, the maximum mould preheating température was set to 350°C and 1.6 mm thick

sheets were successfully obtained. It is expected that thicker sheets could be cast in plaster,

provided that the mould preheating température is appropriately diminished in order to

reduce the solidification time.

5.6.3 Reaction products at the mould-metal interface

In order to détermine the nature of the reaction products, a spécimen was cast under

severe conditions (casting température: 750°C, mould preheating température: 450°C). In

this experiment, the mould was broken without the use of water and the castings were only

air cleaned in order to préserve the reaction products. The surface of the plaster mould in

contact with the molten alloy and the surface of the cast part were examined. A grey layer

was observed at the surface of the plaster mould (Figure 5.6). Black residues were visible

on the casting.

108

Figure 5.6 Grey reaction layer formed at the surface of a plaster mould preheated

at 450°C (arrows).

A cross section of a 1 mm thick sheet, taken from the cast part, was further

embedded in epoxy resin, polished and observed by SEM using backscattered électrons

(Figure 5.7a). This spécimen is identified as sample A. A reaction layer about 40 um thick

is visible. Moreover, the investment was adhèrent to the cast part. No such reaction layer

was observed on similar sheets cast in moulds preheated at 250°C (identified as sample B).

The surface of thèse sheets was further characterised by EPMA, XRD and XPS. The

surface of the plaster mould in contact with sample A was also analysed by XPS and

compared to a plaster spécimen that had no contact with the molten alloy.

The cross-section of sample A shown in Figure 5.7a was examined by EPMA. X-

ray mapping of Mg, Si, O, Al and Mn was performed (Figures 5.7b to 5.7f). Two types of

silicon-containing particles can be observed (Figure 5.7c). One type contains oxygen, as it

can be seen in Figure 5.7d, and in the other type no oxygen was detected, but a relatively

high concentration of magnésium (Figure 5.7b) was found. The présence of Mg, O and Al

in the reaction layer is also observed, as well as Al-Mn particles, as indicated by the

elemental maps of aluminium and manganèse in Figures 5.7e and 5.7f respectively. The

mapping of aluminium (Figure 5.7e) also indicates a relatively high concentration of

aluminium in the reaction layer.

109

Figure 5.7 Reaction layer at the surface of a 1.0 mm sheet cast at 750°C in plaster

mould preheated at 450°C; (a) BSE image; EPMA mapping of the

sample showing (b) Mg, (c) Si, (d) O, (e) Al, (f) Mn éléments. The

présence of Mg-Si particle (1), Si-O particle (2), and Al-Mn particle (3)

is indicated by arrows.

110

X-ray diffraction spectra recorded from the surface of sheets A and B are presented

in Figures 5.8a and 5.8b respectively. Magnésium and /3-phase MgnAlu were identified in

both samples A and B. Besides, sample A contains other compounds which were identified

as plaster components (calcium sulphate, quartz, cristobalite), magnésium oxide MgO and

magnésium silicide Mg2Si. A relatively high proportion of 0-phase MgnAln was also

observed in the sample A, in relation with the relatively high concentration of aluminium

observed by EPMA. No spinel MgAhO^ previously reported as an oxidation product was

detected in this work [31,43].

Figures 5.9a and 5.9b show the XPS survey of the surface of the sheets of sample A

and B respectively. For sample A, Figure 5.9a reveals a relatively high concentration of

silicon (13.2 at.% vs. 2.4 at.%). In addition, the concentration of fluorine in sample A is

lower (0.2 at.%) compared with sample B (1 to 2 at.%). Fluorine at the surface of sample B

is attributed to the décomposition of sulphur hexafluoride and further formation of a thin

but protective fluoride layer [47]. Moreover, Figures 5.10a and 5.10b show the XPS survey

of the surface of the plaster spécimen with a grey reaction layer (formed in contact with

sample A) and a plaster spécimen without any contact with the molten alloy respectively.

They reveal a high concentration of magnésium at the surface of the reaction layer (13.1 at.

%) compared to only traces in the virgin plaster (0.3 at. %).

111

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Figure 5.8 XRD spectra of 1.0 mm sheets cast at 750°C in moulds preheated at (a)

450°C (sample A) and (b) 250°C (sample B).

112

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— i , — p . 800

yj^k 1000 600 200 Binding energy (eV)

Figure 5.9 XPS surveys of 1.0 mm sheets cast at 750°C in moulds preheated at (a)

450°C (sample A) and (b) 250°C (sample B).

113

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Miniling energy (eV) Binding energy (eV)

Figure 5.10 XPS analysis of the commercial plaster mould surface: (a) grey reaction

layer and (b) virgin plaster.

5.6.4 Mechanism of the reaction

At high mould température, it was observed that 1) the investment was adhèrent to

the surface of cast sheets and 2) a reaction layer, containing MgO and Mg2Si, was formed

at the interface between the mould and the surface of cast sheets. At low mould

température, no reaction product was visible. This can be explained by the fact that, at high

mould température, sulphur hexafluoride is not efficient to prevent the formation of the

reaction layer. This results in a lower concentration of fluorine at the surface of cast sheets

when severe casting conditions are used.

114

From EPMA and XRD analysis, the reaction layer contains Si02 particles coming

from the invcstment used during this work, a Mg-Si phase, identified as Mg2Si, magnésium

oxide MgO and MgnAl^. It suggests the following reaction:

4Mg + Si02 = 2MgO + Mg2Si

This reaction is exothermic and could lead to the vaporisation of magnésium, as

suggested by Idris et al. [21]. Indeed, magnésium vapour pressure is relatively high at usual

casting températures [13], as seen in Figure 5.11.

Magnésium evaporation is particularly critical within plaster based moulds since

their excellent thermal insulating properties reduce the solidification rate. The présence of

magnésium in plaster mould confirms that magnésium vapour diffuses through the mould

[48] where it can react with silica particles. Figure 5.12 sums up the reaction mechanism.

650 700 750 800 Température (°C)

850

Figure 5.11 Vapour pressure of magnésium as a function of température [46].

115

Plaster mould

. - . . ■ . - . . . . . . . .

Moltcn Mg alloy

Plaster mould ■ ■ ; ■ ' ■ ■ ■ ' ■ \ ■ ■ ■;■■

Moltcn Mg alloy

Plaster mould ■.;■.<.:■.■. .-...■. . \ - , v . - . - \v . .-.'.■. , v . . v

Moltcn Mg alloy

Plaster mould

§§ Mgw i

Moltcn Mg alloy

SI02

■w'V'w\v.vw\\\v.v'.«v.w.'.v.'\v

SI02

;^vs™^««w rt\\™\«™™

Reaction zone MgO + Mg2Si

Figure 5.12 Schematic interactions between magnésium and mould material.

5.7 CONCLUSIONS

The reactivity between AZ91D magnésium alloys and plaster-based moulds as a

function of casting température, mould température and section thickness was evaluated. It

was shown that over the température range studied, casting température does not influence

mould-metal reactivity. However, under slow solidification conditions, either under high

mould température and/or for high section thickness of sheets, sulphur hexafluoride gas

protection is not efficient enough to prevent mould-metal reactions. In this case, castings

exhibit a rough surface covered with adhèrent particles of investment and a reaction layer

between the plaster mould and the casting is formed. This layer was characterised and the

results indicate that magnésium reduces the silica présent in the investment material

according to the reaction Mg + !4 SiÛ2 = V2 MgO + lA Mg2Si. Magnésium vapour diffuses

through the reaction layer and reacts with the fine silica particles.

116

5.8 ACKNOWLEDGEMEIMTS

The authors are grateful to the National Research Council Canada (NSERC),

CERPIC (FQRNT- Fonds Québécois de la Recherche sur la Nature et les Technologies)

and Intermag Technology for Financial support during this project. They would also like to

thank Norsk Hydro Canada (Bécancour, Québec, Canada) for supplying magnésium ingots.

The assistance of MM. G. Bureau, M. Choquette, and A. Adnot and Mrs. M. Larouche is

kindly acknowledged.

117

5.9 REFERENCES

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CHAPITRE VI

CHARACTERIZATION OF AL-MN PARTICLES IN AZ91D INVESTMENT CASTINGS

S. Lun Sin, D. Dubé et R. Tremblay

Département de génie des mines, de la métallurgie et des matériaux, Université Laval

Québec, QC G1K 7P4

Cet article a été accepté dans la revue Materials Characterization le 12 octobre

2006(doi:10.1016/j.matchar.2006.10.010).

122

6.1 RÉSUMÉ

Du manganèse est actuellement ajouté aux alliages Mg-Al dans le but d'améliorer le

comportement en corrosion des composantes moulées. Ce manganèse est dissout dans la

matrice de magnésium ou se retrouve sous forme de fines particules Al(Mn,Fe) dispersées

dans la pièce moulée. Dans le cas des échantillons d'AZ91D moulés à la cire perdue

(moulage monobloc), ces particules ont été observées en grande quantité à la surface des

pièces et ont été caractérisées par microscopie électronique à balayage et par microsonde

électronique. Les résultats ont montré que les particules avaient pour composition AlgMns

et que leur morphologie et leur taille dépendaient des conditions locales de solidification.

Leur présence à la surface des pièces est reliée au taux de solidification relativement faible

et aux gradients thermiques réduits à l'interface moule-métal.

6.2 ABSTRACT

Manganèse is currently added to Mg-Al alloys in order to improve the corrosion

behavior of cast components. A part of this manganèse is dissolved in the magnésium

matrix and the balance is found as fine Al(Mn,Fe) particles dispersed within castings. For

AZ91D spécimens prepared using the plaster mould investment casting process, thèse

particles were observed in very large quantity at the surface of castings. Thèse particles

were charactenzed by scanning électron microscopy and électron probe microanalysis. It

was found that they consist of AlgMns phase and that their morphology and size dépend on

local solidification conditions. Their présence at the surface of the castings is related to low

solidification rates and reduced thermal gradients at the mould/metal interface.

123

6.3 INTRODUCTION

Cast magnésium alloys are mainly based on the Mg-Al system, where manganèse is

added to reduce the effect of iron on corrosion résistance. Small additions of manganèse

decrease the concentration of iron in the melt through the formation of Alx(Fe,Mn)y

particles some of them settling at the bottom of crucibles, the others being embedded in

castings during solidification [1-4]. The composition of intermetallic particles dictâtes their

electrochemical behavior. Al-rich particles like AL̂ Mn and AlôMn show a relatively low

cathodic current density, while those containing high Mn concentrations such as Al8Mn5

show a continuously high cathodic current density [1-3,5-7]. Excess Mn concentrations can

be detrimental to the corrosion résistance of Mg-Al alloys.

Besides their effect on corrosion résistance, Alx(Fe,Mn)y particles can also act as

heterogeneous nucleation sites leading to grain refinement [8-10]. However, this influence

is still not clear [11-13]. It was observed that the metastable hep e-AlMn phase can act as a

nucleant [9,10] in Mg-Al alloys, but the influence of AlgMn5 particles on the grain size in

Mg-Al castings is not elucidated yet [12,14].

In cast Mg-Al alloys, particles containing aluminum and manganèse appear under

various sizes and forms, as it can be seen in Table 6.1. The size of particles usually ranges

from 0.1 to 30 um [4,12,15-20]. Various morphologies, more or less regular, were observed

[4,12,14-25]. Among the regular shapes, needles [19,25], crosses [24], flower morphologies

[4,20] and angular blocky structures [4,16,17,19,21-23] were reported.

Alx(Fe,Mn)y particles are usually found in the bulk of Mg-Al alloys containing

manganèse [4,12,15,19,23]. Particles were habitually observed inside the grains and at

grain boundaries in die-cast spécimens of AM50, AM60, AM20 and AZ91 alloys

[4,12,15,23].

Table 6.1 Literature review about manganese-containing particles detected in Mg-Al base alloys.

Production method Alloy Particle

_ t J £ e _ Particle size (^m) Particle morphology Particle location Réf.

Die-casting

AM50A AZ91D

Al-Mn N/A Angular blocky morphology (HPDC) Not mentioned. [21] AM60 Al-Mn 0.3 Irregular shapes (HPDC) Inside the grain and in the boundary région [15] AZ91D Al8Mn5 0.1-0.2 Angular blocky morphology Not mentioned. [16, 17] AZ91D Al8Mn5 N/A Angular blocky morphology Not mentioned. [22]

AZ91

AM60 AM50

AM20

Flower-like structure Angular blocky morphology

Mainly formed on the coarse MgnAln phase. A few small particles isolated on the grain boundaries.

Al-Mn-(Fe) 0.1-1 Flower-like structure Angular blocky morphology Bar-like shapes

In or near the grain boundaries

Angular blocky morphology In the interdendritic région AM50 Al-Mn Spherical particles Not mentioned.

Irregular shapes in LPDC samples AM50 Al-Mn N/A Angular blocky morphology in HPDC

samples

Some in the middle of grains, the majority in the areas of supersaturated a-Mg solid solution.

AZ31 Al8Mn5 0-Mn Not mentioned Preferentially at grain boundaries and in the interior of

the grains.

[4]

[18]

[23]

[12]

Rapid solidified ribbons AZ91 Al-Mn-Fe N/A Cross-shaped features Not mentioned. [24]

Ingots AM50 AM60 AZ91

Al-Mn 7 Blocky and needle morphologies Not mentioned. [19]

Cône ladle (sampling) AM60 Al8(Mn,Fe)5 10-30 Nearly spherical or developing a

multi-armed flower-like structure Not mentioned. [20]

Semi-solid AZ91 Al8(Mn,Fe)5 N/A Not mentioned Within the primary Mg phase [14]

125

While studying mould-metal reactivity of AZ91D spécimens investment cast in

plaster moulds, particles containing both Al and Mn were observed [26]. However, the

microstructure of thèse castings revealed that Al-Mn particles were not homogeneously

distributed within the bulk but that they were mostly located at the surface of the castings.

To our knowledge, such a high density of particles at the surface of cast components has

not yet been reported for other casting processes.

In order to find an explanation to this phenomenon, a detailed characterization of

the Al-Mn particles was conducted and focused on (1) the distribution and morphology of

Al-Mn particles in AZ91D investment castings and (2) the composition of thèse particles.

6.4 EXPÉRIMENTAL PROCÉDURE

Fiat spécimens of AZ91D alloy were prepared using the vacuum-assisted solid

mould investment casting process, which was described with more détails in a previous

paper [27]. Wax patterns were placed into a perforated flask and a plaster-based slurry was

poured around the pattern. The mould was essentially composed of calcium sulphate

hemihydrate, and of silica, as quartz and cristobalite. After setting, the wax patterns were

eliminated and the moulds were baked at a maximum température of approximately 730°C

and then decreased to 350°C prior to casting. Ingots of AZ91D alloy, with composition

given in Table 6.2, were melted under a protective gas cover (C02 + 0.5% SFÔ) in a

stainless steel crucible and the molten alloy was then poured into the mould. The casting

température was set to 750°C. At the end of the solidification, cast spécimens were

removed from plaster mould using pressurized water and air dried. The thickness of cast

spécimens ranges from 0.4 to 3.2 mm.

Table 6.2 Chemical composition of AZ91D magnésium alloy ingots (wt %) .

Mg Al Zn Mn Si Cu Ni Fe Be Bal. 9.0 0.83 0.24 0.005 < 0.001 < 0.001 0.003 0.0008

126

The surface and the polished cross-sections of cast spécimens were both examined.

The latter were prepared by embedding selected spécimens in acrylic and polishing

according to usual procédures [28]. Mechanical wet grinding involved successively finer

grits of silicon carbide papers down to 1200 grit. Fine polishing was carried out with

diamond suspension (particle size down to 0.1 \xm). Ail spécimens were coated with a thin

layer of Au-Pd to enhance resolution of observation with scanning électron microscope

(SEM). Backscattered électron mode was used to provide images with a better contrast.

Quantitative compositional analysis of the particles was conducted using an électron probe

X-ray microanalyzer (EPMA) equipped with a wavelength dispersive spectrometer. X-ray

mappings were obtained from the surface and in the cross-sections of cast spécimens to

reveal the distribution of Al, Mn, and Fe éléments.

6.5 RESULTS

Figure 6.1 shows a typical SEM micrograph in the cross-section of a 1.6 mm thick

flat spécimen obtained by the investment casting process. The microstructure of the

spécimens consists of a-Mg solid solution, along with MgnAl^ phase and particles

containing manganèse and aluminum, but no iron, as determined by energy-dispersive

spectroscopy (Figure 6.2). The backscattered électrons produce a sharp contrast between

the Al-Mn particles (white) and the magnesium-rich matrix. It was observed that most

particles are located at the surface of spécimens, while only some were found in the bulk.

127

Al-Mn partilÉs ;■ a " M «

Mg17Al12

0805 l$0;*k Jr X50Ô 10Hd) WD 18

Figure 6.1 Backscattered électron image of the cross-section of a 1.6 mm thick

spécimen investment cast in plaster mould.

o O

Al

Mn Au Pd

" * " T i T l in ig i - * * -

0.000 Energy (keV) 10.240

Figure 6.2 Characteristic X-ray energy spectrum of Al-Mn particles.

Figures 6.3 and 6.4 show the influence of the thickness of cast spécimens on the size

and morphology of manganese-rich particles at the surface of cast spécimens. The size of

particles increases with spécimen thickness (Figure 6.3), from approximately 1 um to

128

10 um in 0.4 mm and 1.3 mm thick spécimens, respectively. Thèse values are in the range

usually reported in the literature for Al-Mn particles (from 0.1 to 30 um). Thèse

micrographs also illustrate that the density of particles (number of particle/unit surface) at

the surface of the cast spécimens decreases as the section thickness increases. For thin

spécimens, the particles exhibit cross shapes (Figure 6.4a) and, as the section thickness of

the spécimen increases, they grow as faceted dendrites (Figures 6.4b and 6.4c). Particles are

bigger, less numerous and their dendritic structure is more developed when section

thickness increases, and hence when the cooling rate decreases (secondary dendrite arm

spacing varied from 17 to 23 (j.m when the section thickness increased from 0.8 to 1.6 mm).

(a) (b)

(c) (d)

Figure 6.3 SEM micrographs of the surface of (a) 0.8 mm, (b) 1.0 mm, (c) 1.3 mm

and (d) 1.6 mm thick AZ91D spécimens investment cast in plaster

mould.

129

(a) (b) (c)

Figure 6.4 Morphology of Al-Mn particles observed at the surface of: (a) 0.4 mm,

(b) 0.6 mm, (c) 1.3 mm thick spécimens investment cast in plaster

mould.

EPMA was further used to quantitatively détermine the composition of the Al-Mn

particles. The typical composition of the biggest particles (10 um) is given in Table 6.3

and, for comparison purposes, the composition of manganese-containing particles reported

in the literature is also given. Referring to the Al-Mn binary phase diagram, the Mn

concentration measured in analyzed particles (between 31 and 50 at.%), corresponds to that

of AIsMns [29]. Thèse particles, which contain a high Mn content, could be detrimental to

corrosion résistance. It was however difficult to détermine the composition of the smaller

Al-Mn particles (1-8 um), where magnésium from the matrix was also detected, distorting

the results. Nevertheless, it is presumed that they are also AlgMns particles. Many studies

mentioned the présence of iron in Al-Mn particles [14,30-32]. However in the présent

work, no iron was detected in the particles, in agreement with other works [10,22,33].

Corby et al. [20] also observed the présence of Mn containing particles, whose Fe content is

too low to be reliably detected. They suggested that thèse particles could be nearly iron-

free.

130

Table 6.3 Chemical composition of Al-Mn particles (standard déviation in

parenthèses).

Mg (at.%) Al (at.%) Mn (at.%) Fe (at.%) Référence

- 59.9 (0.4) 39.6 (0.5) - This work

- - 6 0 25-40 0-15 [31]

- 62.5 (1.3) 37.1(1.1) 1.3 (0.4) [14]

7.79* 57.01 35.14 - [16]

-60.7(3.1)

LPDC 39.3(3.1)

LPDC - [23]

-58.4 (7.0)

HPDC 41.6(7.0)

HPDC - [23]

* Mg likely cornes from the matrix.

Figure 6.5 shows typical elemental X-ray mapping of manganèse, aluminum and

iron at the surface and in the cross section of a 3.2 mm thick spécimen. Thèse mappings

were used to compare quantitatively the distribution of particles in the bulk and at the

surface of castings. Image analysis from thèse mappings indicates that the surface

proportion of Al-Mn particles is approximately ten times larger at the surface of cast

spécimens than in the bulk (7.3 ± 0.1% as compared to 0.6 ± 0.1%). The absence of iron is

also confirmed in particles both at the surface and in the bulk of the spécimens.

131

(c) (f>

Figure 6.5 Elemental EPMA mappings of a 3.2 mm thick spécimen showing the

distribution of : (a) Mn, (b) Al, and (c) Fe in the bulk, and (d) Mn, (e)

Al, and (f) Fe at the surface.

132

6.6 DISCUSSION

In this work, Al-Mn particles were observed in AZ91D spécimens molded by

investment casting. Thèse particles precipitate during cooling, since the solubility of Mn in

liquid Mg decreases with decreasing température and it is further reduced by the présence

of Al and Fe in the melt [31]. In molten AZ91 alloy containing 0.24 wt% Mn,

supersaturation in Mn occurs below 646°C. Al-Mn particles can then nucleate and grow in

the melt. At 595°C, a-Mg grains begin to crystallize. At this température, the solubility of

Mn in the molten AZ91 alloy is 0.122 wt% [31]. Therefore, under equilibrium conditions,

approximately half of the manganèse, initially présent, would be precipitated.

It was also observed that the Al-Mn particles at the surface of the spécimens exhibit

différent dimensions and morphology depending on the solidification conditions. In thin

spécimens, the relatively high cooling rates resuit in the formation of a large quantity of

small Al-Mn particles. Conversely, the reduced cooling rates experienced in thick

spécimens promote the growth of bigger but fewer Al-Mn particles. This relation between

the size of the particles and the solidification conditions is in agreement with previous

observations made by Byun et al. [14], Bakke and Karlsen [30] and Corby et al. [32].

However, for spécimens cast in permanent moulds (die casting and gravity casting),

most Al-Mn particles are formed in the bulk during solidification [4,12,15,19,23], only few

particles being formed at the surface. On the contrary, the number of Al-Mn particles at the

surface of spécimens investment cast in plaster moulds is unexpectedly large. In this

context, what particular casting conditions that prevail in plaster moulds during

solidification could stimulate the formation of thèse numerous particles at the surface ?

In permanent moulds, heat is rapidly conducted through the mould/metal interface.

Undercooling close to the mould wall is relatively important and a skin composed of fine a-

Mg grains usually forms at the surface of castings shortly after mould filling. Nucleation of

Al-Mn particles at the surface of permanent moulds is likely but when the melt température

locally reaches 595°C, nucleation of a-Mg starts and rapid growth occurs. The rapid growth

of o:-Mg grains prevents the development of Al-Mn particles, which hâve an inherently

133

more complex structure and présent a faceted morphology [34,35]. Consequently, for

permanent mould casting processes, the time available for the nucleation and growth of Al-

Mn particles at the surface of castings is rather short, the local température decreasing

rapidly due to the effective heat transfer through the mould.

The opposite situation prevails in plaster moulds which hâve a lower thermal

conductivity. In this case, cooling of cast alloys within mould cavity is slower. The

relatively lower undercooling at the mould-metal interface prevents the early nucleation

and growth of a-Mg grains. Consequently, there is a relatively longer period of time during

which the Al-Mn particles, which hâve nucleated at the mould surface, can grow.

As a summary, the rôle of the thermal conditions at the mould/metal interface on the

compétitive growth of a-Mg grains and Al-Mn particles is seriously considered to explain

the présence of the Al-Mn particles at the surface of the spécimens cast by investment

casting.

6.7 CONCLUSIONS

In this work, the distribution, morphology, and composition of Mn-rich particles

formed in AZ91D alloy flat spécimens cast in plaster moulds were characterized.

Thèse Mn-rich particles were observed in very large number at the surface of cast

spécimens. It was found that they consist of AlgMns phase and that they contain no iron.

Thèse particles are bigger, fewer in number and more developed when the cooling rate

decreases during solidification. The présence of AlgMns particles at the surface of

investment castings could be detrimental to the corrosion performances of cast components

because of their high content in Mn.

The relatively low cooling rate prevailing within plaster moulds during

solidification and the reduced thermal gradients at mould/metal interface allow the

nucleation and growth of Al-Mn particles at the surface of spécimens cast in plaster

134

moulds. More time is allowed for the nucleation and growth of Al-Mn particles onto the

surface of plaster moulds than with permanent mould casting processes where a-Mg grains

rapidly form a skin.

6.8 ACKNOWLEDGEMENTS

The authors are grateful to the National Research Council Canada (NSERC) and

CERPIC (FQRNT- Fonds Québécois de la Recherche sur la Nature et les Technologies) for

financial support during this project. They would also like to thank Norsk Hydro Canada

(Québec, Canada) for supplying magnésium ingots. The assistance of M. Larouche, G.

Bureau, M. Choquette and A. Ferland is kindly acknowledged.

135

6.9 REFERENCES

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CHAPITRE VII

AN INVESTIGATION ON MICROSTRUCTURAL AND MECHANICAL

PROPERTIES OF PLASTER MOULD INVESTMENT CASTING OF AZ91D MAGNESIUM ALLOY

S. Lun Sin, D. Dubé et R. Tremblay

Département de génie des mines, de la métallurgie et des matériaux, Université Laval

Québec, QC G1K 7P4

Cet article a été accepté dans la revue Materials Characterization le 24 avril 2007

(doi:10.1016/j.matchar.2007.04.026).

140

7.1 RÉSUMÉ

Dans ce travail, l'alliage de magnésium AZ91D a été moulé à la cire perdue

(moulage monobloc) avec assistance du vide. L'influence des paramètres de procédé et de

l'épaisseur de la section sur la microstructure et les propriétés en traction des échantillons

moulés a été étudiée. Dans les intervalles étudiés, les résultats montrent que les

températures de coulée et de moule ont une influence mineure sur les propriétés

mécaniques des pièces. Néanmoins, la conception du système de coulée affecte la

microstructure et les propriétés en traction des pièces. L'utilisation de systèmes de coulée

en chute conduit à des défauts qui réduisent considérablement les propriétés mécaniques.

De manière générale, les propriétés mécaniques augmentent avec une diminution de

l'épaisseur de la pièce, cette tendance étant expliquée par une réduction de l'espace

interdendritique secondaire et de la taille des grains. Finalement, les propriétés mécaniques

ont été comparées à celles obtenues par moulage au plâtre, moulage au sable, moulage

permanent et moulage sous pression.

7.2 ABSTRACT

In this work, AZ91D magnésium alloy was cast in solid plaster mould using

vacuum assistance. The influence of process parameters and wall thickness on the

microstructure and tensile properties of cast spécimens was studied. Within the range of

expérimental parameters, it was found that casting and mould preheating températures hâve

minor influence on mechanical properties. However, gating design proved to affect the

microstructure and tensile properties of cast spécimens. Compared to bottom filling, top

filling led to casting defects that seriously impaired the mechanical properties. Generally,

tensile properties increased with a decrease of section thickness, this improvement being

explained by a réduction of dendrite arm spacing and grain size. Finally, the mechanical

properties of solid mould investment cast spécimens were compared with those obtained by

foamed plaster casting, sand casting, permanent mould casting and die-casting.

141

7.3 INTRODUCTION

Investment casting methods are used for the production of short séries of premium

quality components having complex shapes and thin walls [1-3]. They are also useful for

the fabrication of prototypes, particularly in high-pressure die-casting of magnésium alloys

where smooth surface finish and near-net-shape are essential [4,5].

It is recognised that the mechanical properties of cast alloys dépend on their

micro structure: grain size and texture, secondary phases and porosity. However, there is

little information about the influence of casting parameters on micro structure and

mechanical properties of investment cast magnésium alloys [6-9].

Idris and Clegg [8,9] hâve studied the influence of investment casting process

variables on mechanical properties of magnésium alloys cast into an alumino-silicate

mould. However, no clear relationship between solidification conditions, microstructure

and strength was established. Kim et al. [10] observed a decrease of the grain size and an

increase in the hardness and the ultimate tensile strength with a decrease of the mould

température. They also found that any casting température variation on the interval of

température considered (650-710°C) produced little variation on the hardness. In the case

of conventional solid mould investment casting, Davenport and Orton [11] hâve studied the

mechanical properties of investment cast AZ63 and AZ92 magnésium alloys, in the as-cast

state. Their properties were similar to those obtained by sand casting, for spécimens having

comparable solidification time. A decrease in the casting température led to better tensile

properties. Herrick [6] and Pellegrini [12] studied the mechanical properties of Mg-Al- and

Mg-Zr-based alloys respectively. In particular, Herrick [6] reported that mould température

(from 20 to 340°C) and casting température (from 670 to 740°C) as well as section

thickness (from 1.6 to 12.7 mm) had minor influence on the average grain size. However,

increasing the investment mould température from 20 to 340°C or the pouring température

from 670 to 740°C proved to hâve a deteriorating influence on the average mechanical

properties of ail alloys and tempers investigated. The négative influence of mould and

pouring températures was attnbuted to the présence in varying quantity of undissolved

142

phases after heat treatment. In the case of Mg-Al-based alloys, Herrick [6] found that the

tensile properties were comparable to those obtained by sand casting methods. Among ail

the alloys studied, the combination of strength, ductility and castability was found to be

best for AZ91Calloy [6,13].

Previous papers hâve presented the results of a study about the influence of process

and mould parameters on the fluidity, surface finish and reactivity of magnésium alloys

produced by using vacuum-assisted plaster mould investment casting [14,15]. In the présent

work, the influence of casting conditions on micro structure and mechanical properties of

AZ91D magnésium alloy cast was examined. The following expérimental parameters were

studied: gating design, thickness of cast spécimen, casting température and mould

preheating température.

7.4 EXPÉRIMENTAL PROCÉDURE

7.4.1 Production of cast spécimens

Tensile test spécimens were produced using solid mould investment casting method

with vacuum assistance, a process described in a previous paper [14]. AZ91D ingots were

melted in a 430 stainless steel crucible under CC>2-0.5%SF6 protective gas mixture. Moulds

were also flushed with the CO2-0.5%SFÔ gas mixture prior to and during pouring of the

molten alloy in order to help reducing mould-metal reactions [9,16].

The pouring température and mould preheating température influence the surface

finish of the cast spécimens and mould-metal reactivity [9,15]. Unless specifically stated

otherwise, pouring température and mould preheating température were set to 750 and

350°C respectively.

143

7.4.2 Expérimental parameters

7.4.2.1 Gating design

The design of the cluster and its gating is critical with thin components as filling

must be completed before solidification significantly reduccs melt flow. In investment

casting, it is usual to pay relatively little attention to the design of the filling system of a

casting [17]. The top-filled System is widely adopted, the gating system being usually short

and wax patterns directly connected to the sprue [17-19]. In this way, mould cavities are

filled rapidly at the lowest cost. However, previous works showed that bottom filling

reduces melt turbulence, leading to better mechanical properties [17,19-26]. It must be

noted however that the degree of improvement in mechanical properties dépends on the

nature of the alloy studied. Significant improvement was observed in Al-based alloys,

while this effect was less clear for Fe- or Ni-based alloys [19,26].

In the case of magnésium alloys, such study has not yet been reported in the

literature so far. The first objective of this study is thus to assess the influence of gating

design on microstructure and tensile properties of AZ91D magnésium alloy. In this

perspective, two types of gating system were used as illustrated in Figure 7.1a. Some

spécimens were cast using bottom filling (Figure 7.1b), for which the molten magnésium

alloy enters the mould at its base, rises up and enters the spécimen cavity more quietly.

Other spécimens were cast by direct filling (Figure 7.1c), the molten alloy entering the

spécimen cavity from the top under the influence of gravity. The thickness of test

spécimens was set to 4.3 mm.

144

3 cm 'Il

B u

\\l

,0.5 cm 1 m

3 cm

(a)

Métal

*

(b)

Métal

(c)

Figure 7.1 Top and bottom fllling configurations.

7.4.2.2 Pouring and mould preheating température

Both pouring température and mould preheating température influence mould-metal

reactivity and cooling rate during solidification [15]. In order to study the influence of

pouring température on microstructure and mechanical properties, 2.2 mm thick spécimens

were bottom filled at a mould preheating température of 350°C and at casting températures

of 700, 720, 740, 750 and 760°C. This range of expérimental pouring températures was

selected in order to prevent excessive contamination of the melt and ensure complète

filling. The effect of mould preheating température was studied by using 4.3 mm thick

spécimens, bottom filled at 750°C. Mould preheating température was set to 250, 300 and

350°C. It was found with expérience that preheating at température higher than 350°C was

detrimental to surface finish [15].

7.4.2.3 Thickness of cast spécimens

During solidification, the cooling rate of cast spécimens and their microstructure are

influenced by wall thickness [27]. In this séries of experiments, the influence of section

thickness on microstructure and mechanical properties of cast spécimens was investigated

using both bottom and top filling. The thickness of spécimens was set to 1.0, 1.3, 1.6, 2.2,

145

3.2 and 4.3 mm for top filling and to 1.6, 2.2, 3.2 and 4.3 mm for bottom filling. It was not

possible to completely fill tensile spécimens thinner than 1.3 mm using bottom filling,

within the range of expérimental casting parameters tested during this study. However, the

surface filled was sufficiently large to be able to observe the microstructure and make

porosity measurements on thèse spécimens.

7.4.3 Microstructural studies

Selected spécimens were mechanically polished through successively finer grits of

silicon carbide papers (down to grit size 1200) and diamond polishing suspension (particle

size down to 0.1 u.m). Polished spécimens were etched with acetic glycol to reveal the

gênerai microstructure [28]. A différent etchant was used to reveal the granular structure

[29]. Spécimens were examined by optical (OM) and scanning électron microscopy (SEM).

Grain size was measured according to ASTM El 12 [30].

Solidification time was estimated by measuring the secondary dendrite arm spacing

(SDAS), using the following relation obtained for AZ91D magnésium alloy solidified

under various conditions [31]:

X = 3 5 . 5 T " 0 3 1 (7.1)

where X (jim) is the secondary arm spacing and T (K.s"1) is the cooling rate during

solidification. Measurements of SDAS were made at a minimum of ten différent locations

on dendrites revealing at least four secondary arms. Solidification time was calculated

considering a liquidus of 595°C and a non-equilibrium solidus of 425°C, i.e., a liquidus-

solidus interval of 170°C [32].

The porosity of tensile spécimens was evaluated by using density measurements in

distilled water (Archimede's method) and calculated using the following relation:

% porosity = 100 x —l- *- (7.2)

146

where Da is the actual density of the spécimen and Dt is the theoretical density of the alloy,

taken as 1.81 g.cm"3 for AZ91D magnésium alloys [32]. A minimum of three tensile

spécimens were used for thèse measurements.

7.4.4 Evaluation of tensile properties and fractography

Tensile strength was evaluated with as-cast sub-size spécimens of rectangular cross-

sections having a width of 6.0 mm and a 25.0 mm gage length. Tensile tests were carried

out at a déformation rate of 0.003 s" , according to ASTM B557M [33]. The ultimate tensile

strength (UTS) and the total elongation were evaluated from the stress-strain data obtained.

The real elongation at break (er) was calculated by subtracting the elastic strain (100 x

fracture stress/elastic modulus) from the total elongation, according to ASTM B557M [33].

The tensile yield strength at 0.2% offset (YS) was calculated using a nominal elastic

modulus (E) value of 45 GPa, since AZ91 magnésium alloy does not exhibit a definite

elastic région [34-38].

The fracture surfaces of selected tensile test spécimens were examined using a

scanning électron microscope, equipped with an energy dispersive X-ray analyser (EDS).

Ail spécimens were coated with a thin layer of Au-Pd to prevent charging.

7.5 RESULTS AND DISCUSSION

7.5.1 General microstructure of cast spécimens

Figure 7.2 shows the microstructure of a 1 mm thick spécimen cast at 750°C in a

mould preheated at 300°C, revealing microconstituents typically found in spécimens during

this study. Primary equiaxed dendrites of Q!-magnesium are visible (Figure 7.2a).

147

Figure 7.2 (a) Optical micrograph of solid mould cast AZ91D alloy; (b) Detailed

view of the lamellar structure (1) and MgnAIn phase (2).

At higher magnification (Figure 7.2b), a lamellar structure consisting of alternate /3-phase

(Mgi7Ali2) and a-magnésium solid solution is detected along with large intermetallic /3 -

phase. Cross-section of as-polished spécimens also reveals the présence of intermetallic Al-

Mn based particles, most of them being located at the surface of cast spécimens [39].

7.5.2 Influence of gating design

Figure 7.3 shows typical stress-strain curves obtained for top- and bottom-filled

spécimens. It can be noted that bottom-filled spécimens exhibit higher tensile strength,

effective elastic modulus and elongation at break. As shown in Figure 7.4, the average

tensile strength of bottom-filled spécimens is 36% superior to that of top-filled spécimens.

Bottom filling also proved to hâve a remarkable effect on ductility, which was found to be

three times higher as compared with top filling. However, gating design seems to hâve only

a slight influence on yield strength.

148

Bottom filling

0.000 0.005 0.010 0.015 0.020 0.025 0.030 Strain (mm/mm)

Figure 7.3 Typical stress-strain curves obtained for top- and bottom-filied

spécimens.

a)

u GO

180 160 140 120 100 80 60 40 20 0 v " ■ ■ v - ' ! -

■Top filling D Bottom filling

3.5 3 2.5 2

1.5 1 0.5 0

t> ti <> 'A HO a O m

UTS YS Elongation

Figure 7.4 Influence of gating design on ultimate tensile strength (UTS), elongation

(er) and yield strength (YS) at 0.2% offset of 4.3 mm thick spécimens.

An error bar corresponding to two standard déviations is also shown for

each measured property.

149

In order to evaluate the relative dispersion of mechanical properties, the coefficient

of variation (CV) was calculated using the following relation:

CV = 3 (7.3) x

where s is the standard déviation and x the mean value of the considered property. Table

7.1 gives the coefficient of variation for ultimate tensile strength (UTS), yield strength (YS)

and elongation (ef). It can be seen that the coefficient of variation is lower for ultimate

tensile strength and elongation in the case of bottom filling, revealing a reduced scatter in

thèse properties. The comparable coefficients of variation for yield strength confirm the

weak influence of gating design on this property, in accordance with Campbell [17] and

Câceres [40].

Table 7.1 Coefficients of variation of ultimate tensile strength (UTS), elongation

(ef) and yield strength (YS) for top and bottom filling.

CV of UTS CV of ef CV of YS (%) (%) (%)

Top filling 19 60 3 Bottom filling 3 19 2

Previous studies on aluminium alloys containing magnésium, which hâve a

relatively high propensity to form oxide films, produced similar results [19,24,25,41,42]. It

was reported that, with top filling running Systems, the disruption and the entrainment of

oxide films caused by turbulent flow leads to wide scattering of tensile strength and hence

low mechanical reliability [19,24,25,41,42]. In this work, the detrimental influence of top

filling on ultimate tensile strength, ductility and elastic modulus is also attributed to casting

defects.

150

Figure 7.5 shows the visual aspect of cast tensile test spécimens. It reveals that top-

filled spécimens exhibit flow marks on their surface (Figure 7.5a), while thèse features

were not visible in the case of bottom-filled spécimens (Figure 7.5b). Flow marks are

surface defects which are usually associated with turbulent flow [43]. With the top-filling

gating System, the molten magnésium alloy falls through the mould in a turbulent,

uncontrolled way, explaining the occurrence of flow marks.

Figure 7.5 Influence of gating design on occurrence of flow marks, (a) top-filled

spécimen showing flow marks (see arrows) at its surface, (b) bottom-

filled spécimen showing no flow mark at its surface.

Figure 7.6 shows the cross-section of top- and bottom-filled spécimens, which were

observed with scanning électron microscope. It reveals the présence of porosity, inclusions

and oxide films in ail cast parts which were top-filled (Figure 7.6a), while thèse defects

were generally not observed in the case of bottom-filled spécimens (Figure 7.6b).

Quantitative porosity measurements and fractographs confirai the présence of casting

defects in top-filled spécimens. As shown in Figure 7.7, bottom-filled spécimens are less

porous than top-filled spécimens. The higher porosity content in top-filled spécimens is

ascribed to the turbulent flow which entrains gases during the filling of mould.

151

v~< .Oxicle film

Inclusion u'-mF^ '

<» .,./ Microshrinkaj. .■■.ÎH>

(a) (b)

Figure 7.6 SEM micrograph of (a) top-filled spécimen showing microshrinkage,

inclusions and oxide film and (b) bottom-filled spécimen.

6

5

4 H

f 3 o u O

PH 2

1

0

" t + I

♦ Bottom filling ■ Top filling

* i _! ! , r-1 2 3 4

Section thickness (mm)

Figure 7.7 Influence of section thickness and gating design on porosity level in

investment cast spécimens. Error bars correspond to two standard

déviations.

152

Finally, Figure 7.8 shows the SEM fractographs of selected spécimens, which

revealed features of brittle fracture, with cleavage and quasi-cleavage as the principal

fracture modes (Figures 7.8a and 7.8b). For top filled spécimens, the présence of relatively

large round pores was also observed (Figure 7.8c), along with régions containing intact

(protruding) dendrites characteristic of shrinkage cavities [44] (Figure 7.8d). Porosity was

found mostly along interdendritic arms. For bottom-filled spécimens, some casting pores

were also observed, but intact dendrites were much less visible.

7.5.3 Influence of casting and mould températures

Figure 7.9a shows the influence of casting température on grain size and secondary

dendrite arm spacing in cast spécimens. It reveals that, in the range of températures studied,

SDAS does not vary with casting température. A slight increase of grain size with casting

température was also observed, but it does not significantly influence the ultimate tensile

strength, elongation or yield strength of cast parts, as shown in Figure 7.9b. Thèse results

are similar to those obtained by Siaminwe and Clegg [45] on Al-Si-Mg alloy. Thèse authors

also observed that casting température did not influence the microstructure and had little

effect on tensile properties.

153

(a)

f

s:

■■ / "

F

8324 i'SKU ^Hi ï f a ^ i n ^ J Û U ^

(b) ■■■ ' '

M '

j " ( ) '

> 5 ■ > ■ ■ ■ » ' .

0 3 3 6 ■.i5K:U ..■ ̂ 1 , 4 P iùwi, HD1J &£«■ Ko&BBHi

(c) (d)

Figure 7.8 SEM micrograph of the fracture surface of a tensile test spécimen

showing (a) and (b) cleavage features (top and bottom filling), (c) a large

spherical pore on the fracture surface (top and bottom-filling) (d)

exposed intact dendrite (top filling).

154

690 700 710 720 730 740 750

Casting température (°C)

(a)

760 770

690 700 710 720 730 740 750

Casting température (°C)

(b)

760 770

ure 7.9 Influence of casting température (TM=350°C, e=2.2 mm) (a) on grain

size and secondary dendrite arm spacing and (b) on mechanical

properties of bottom-filled spécimens. Error bars correspond to two

standard déviations.

155

Figure 7.10a shows the influence of mould preheating température on grain size and

secondary dendrite arm spacing. In the range of température studied, a slight increase

(20%) of secondary dendrite arm spacing was found as mould preheating température was

raised, which can be ascribed essentially to the slightly reduced cooling rate during

solidification. The influence of mould preheating température on grain size, however, is not

conclusive. No significant influence of mould température on ultimate tensile strength,

yield strength or ductility was observed, as shown in Figure 7.10b, despite the moderate but

systematic variation of secondary dendrite arm spacing.

7.5.4 Thickness of cast spécimen

The tensile properties of top- and bottom-filled spécimens are presented in Figure

7.11. For section thicknesses above 1.6 mm, mechanical properties of top- and bottom-

filled spécimens follow a similar tendency. It is observed that ultimate tensile strength and

elongation increase as the section thickness decreases, while yield strength remains

relatively constant. Below 1.6 mm, for top-filled spécimens, it is observed that thèse

properties decrease with a continuing decrease of section thickness although it would be

expected that the mechanical properties would further increase with a decrease of section

thickness [46,47]. However, a similar trend was observed in the work of Easton et al. [48]

and Abbott et al. [49] on die-cast AZ91 for UTS and elongation. The variation in ductility

and UTS with section thickness was ascribed to the présence of various defects in the cast

parts. The yield strength, in their work, tended to be higher for the thinnest sections and this

variation was attributed to the grain size of the spécimen.

156

240 260 280 300 320

Mould température (°C)

(a)

340 360

C/3

240 260 280 300 320

Mould température (°C)

(b)

340

o ■•

a o ■ 1—I

a o S

360

Figure 7.10 Influence of mould preheating température (TC=750°C, e=4.3 mm) (a)

on grain size and secondary dendrite arm spacing and (b) on

mechanical properties of bottom-filled spécimens. Error bars

correspond to two standard déviations.

157

2 2.5 3 3.5 Section thickness (mm)

(a)

■■? o -•■s

O

«3 O

S

2 3 Section thickness (mm)

(b)

ure7.11 Influence of section thickness on mechanical properties (Tc=750°C,

TM=350°C) (a) bottom fllling, (b) top fllling. Error bars correspond to

two standard déviations.

158

In this study, the variation of ultimate tensile strength and elongation can also be

explained using microstructural considérations. First, for bottom-filled spécimens, Figure

7.12 shows that grain size and secondary dendrite arm spacing increases with section

thickness. This increase of secondary dendrite arm spacing is explained by the réduction of

solidification rate, the cooling rate being inversely related to section thickness [27].

Besides, the size of grains closely follows the variation of dendrite arm spacing, longer

freezing times promoting coarser microstructure, as shown in Figure 7.12.

200 180 160

'S 140 f 120 ■g 100 .9 80 & 60

40 20 0

♦ Grain size - ■SDAS

>

<

>

1

i i i i i

100 90 80 70 60 a 50 oo

< 40 30 20 10 0

n

1 1.5 2 2.5 3 3.5 4 4.5 Section thickness (mm)

Figure 7.12 Influence of section thickness on grain size and secondary dendrite arm

spacing (bottom filling, TC=750°C, TM=350°C). Error bars correspond

to two standard déviations.

159

In Figure 7.7, it is shown that the degree of porosity dépends on the section

thickness of spécimens. Within the margin of expérimental error, porosity does not vary

much between 1.6 and 4.2 mm, but significantly increases when the section thickness

decreases to 1.0 mm, this increase being more important for top-filled spécimens.

Fractographs (Figure 7.8) also revealed that shrinkage porosity, with intact dendrites clearly

visible, is ail the more présent as the section thickness of cast parts decreases. The higher

porosity level in thinner sections is ascribed to a more difficult filling.

Finally, as illustrated in Figure 7.13a, it was observed that for section thicknesses

above 1.6 mm, the micro structure of bottom- and top-filled spécimens consists of equiaxed

grains, homogeneously distributed within spécimens. For section thicknesses below 1.6

mm, bottom-filled spécimens still présent a uniform microstructure. However, in top-filled

spécimens, areas with abnormally large grains along with areas containing much smaller

grains were observed (Figures 7.13b and 7.13c). Thèse abnormally large grains are

approximately 500 um in diameter, much larger than those found in the thickest spécimens

cast in this study. Their présence in the microstructure is detrimental to tensile properties,

in agreement with previous studies [50,51]. Their origin is not clear but is likely related to

the présence of oxide films which are unfavourable nucleation sites.

As for the yield strength, since the grain size and secondary dendrite arm spacing

are simultaneously reduced with the thickness of as-cast spécimens, it is expected that it

should be improved even more efficiently with a réduction in thickness of spécimens, in

agreement with a previous study of Couture and Meier [46]. However, it was observed that

it does not vary much, except at the lowest section thicknesses in top-filled spécimens. The

reverse trend observed with thinner spécimens in the présent work is ascribed to the

présence of microshrinkage, to fine particles or to surface defects, which hâve relatively

more importance in thin spécimens and reduce the grain size contribution.

160

■ I » ' , : Wl

■ f%- * :

■ I » ' , : Wl ■ I » ' , : Wl

ai. À' V.

HSKl i i .1. ai. 1 mm

(a)

^ ' J . . d&%'v » • ivHÏ,.,**

s 1 1 , ■ Jfc

^ M W ' ■ , ■ t t * J SSL > ■"

BF I n ^ ■ ^ T ^ ^ ^ ™"™

1 mm

(b)

(c)

Figure 7.13 Optical micrographs of (a) a bottom-filled spécimen 4.3 mm thick, (b) a

top-filled spécimen 1.6 mm thick and (b) a top-filled spécimen 1.3 mm

thick. The arrow shows microporosity observed in cast part.

161

7.5.5 Comparison of mechanical properties of investment cast parts with other

casting methods

From the différent results obtained, it can be seen, in the case of bottom filling, that

tensile properties exceed the minimum requirements of ASTM B403 for AZ91C-F

magnésium alloy (UTS: 124 MPa, YS (0.2%): 69 MPa, elongation not specified) [52].

For comparison purposes, the typical tensile properties of AZ91D magnésium alloy

in as-cast condition for différent casting processes are listed in Table 7.2. Moreover, Figure

7.14 compares the yield strength (a) of as-cast AZ91 from différent sources [46,49,53-59]

as a function of the inverse square root of grain size (d"'/2). A least square régression was

calculated using a model based on the Hall-Petch relationship [60]:

cr = a 0 +k-d~1/2 (7.4)

where o"0 and k dépend on alloy composition. Values of 379 and 64 were obtained for OQ

and k respectively with a R2 of 0.77, based on properties measured in MPa for yield

strength and um for grain size respectively. Grain size was comprised between 10 and

1100 um.

As expected, solidification time is shorter in the case of die-casting, resulting in a

finer microstructure and higher mechanical properties [49,55,57,58]. In the case of

permanent mould casting, the results display significant différences [53-55,58,59]. The

higher values of yield strength obtained by Maltais et al. [53] can be explained by

considering the secondary dendrite arm spacing. In this work, the SDAS was maintained

constant to 16 \x.m, while it was maintained to 40 um in the work of Sasaki et al. [54]. The

réduction of the effective size of primary phase should even more increase the yield

strength. Comparatively to die-casting and permanent mould casting, the solidification time

in plaster mould casting [56] and sand casting [46,49] is higher, which leads to a coarser

microstructure and lower mechanical properties.

162

In the présent work, the results obtained reveal that the mechanical properties of

investment cast AZ91D magnésium alloy are slightly inferior or comparable to those found

for sand casting and permanent mould casting. The results are lower than those published

by Herrick [6] who found a value of UTS of 198 MPa and an elongation of 2.5% in the as-

cast condition in the case of AZ91C alloy cast at 670°C in a mould at 20°C. This is

probably due to a higher solidification rate provided by a lower mould température.

However, they are superior to those obtained by Fantetti et al. [61] in the case of foamed

plaster casting (without vacuum assistance). This can be explained by the fact that the

section thickness used was higher and that foamed plaster is more thermally insulating than

dense plaster.

Table 7.2 Typical tensile properties of AZ91 magnésium alloy (as-cast condition).

Process UTS (MPa) YS (MPa) e f(%) Référence

Plaster (foamed) casting 103 91 1.0 [61]

Sand casting 153 104 2.5 [38]

145 87 2.6 [55]

Permanent mould casting 100-112 88-95 0.5-0.9 [53]

170 93 1.4 [59]

Die casting 233 163 6.0 [55]

200 180 160

f^*\ a 140 b 120

100 bC

R0 — — i

x — 60 o

> 40 20 0

0

a = 379 d"1" + 64 R2 = 0.77

0.05 0.1 0.15 0.2 0.25 0.3 0.35 1-1/2 d'1'* (average grain diameter, d, in |Lim)

♦ Investment casting (this work) ▲ Plaster casting [56] D Sand casting [46,49] O Squeeze casting [57] ODie casting [49,55,57,58]

x Permament mould casting [53-55,58,59] • Thixomoulding [49]

Figure 7.14 Influence of grain size on yield strength from various sources.

164

7.6 CONCLUSIONS

In this work, the influence of process parameters on microstructure and mechanical

properties of vacuum-assisted solid investment cast AZ91D magnésium alloy was

investigated.

In the range of température investigated, it was found that casting and mould

preheating températures do not significantly influence the microstructure and tensile

properties of as-cast spécimens.

However, the influence of top and bottom filling Systems on the properties of

AZ91D castings were compared. Top-filling Systems promote the formation of

microporosity and other casting defects, which appear to adversely affect ultimate tensile

strength and elongation of cast AZ91D alloy. Ductility was particularly affected, since an

elongation three times lower was obtained, as compared to bottom filling. However, it was

also observed that it was not possible to fill section thicknesses inferior to 1.6 mm with

bottom filling.

An improvement of tensile strength and elongation with a decrease of section

thickness was observed in bottom-filled spécimens. It was essentially ascribed to a

réduction of the grain size and secondary arm spacing. The thinnest top-filled spécimens

display decreasing properties. This was ascribed to the présence of porosity and abnormally

large grains.

Finally, the ultimate tensile strength and yield strength obtained were higher than

the minimum requirements of ASTM B403 for AZ91C-F magnésium alloy. The results

were slightly lower than those obtained by sand casting and permanent mould casting, but

higher than those obtained by foamed plaster casting.

165

7.7 ACKNOWLEDGEMENTS

The authors are gratefui to the National Research Council Canada (NSERC) for

financial support during this project. The assistance of Mrs. M. Larouche, MM. G. Bureau,

D. Marcotte, M. Choquette and A. Ferland is kindly acknowledged.

166

7.8 REFERENCES

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CHAPITRE VIII

CONCLUSIONS

Le moulage à la cire perdue est une technique intéressante pour la production de

pièces minces et complexes. Dans le cas du magnésium néanmoins, les données disponibles

dans la littérature sont plutôt rares, et mêmes contradictoires, notamment en ce qui

concerne la réactivité des alliages de magnésium vis-à-vis des moules de plâtre utilisés pour

le moulage monobloc. Ce projet avait donc comme objectif principal l'étude des

caractéristiques des pièces en alliage de magnésium AZ91D moulées à la cire perdue.

L'alliage AZ91D a été choisi puisque c'est l'un des alliages les plus utilisés dans l'industrie

pour sa bonne coulabilité, sa résistance à la corrosion satisfaisante et ses bonnes

caractéristiques mécaniques. Plus précisément, trois volets ont été considérés : 1) la

capacité de remplissage, 2) la réactivité et 3) la microstructure et les propriétés mécaniques

de l'alliage AZ91D.

La littérature ne faisait état, à notre connaissance, d'aucune étude concernant la

capacité de l'alliage à remplir les sections minces en moulage à la cire perdue. Des

expériences ont donc été réalisées dans le but de déterminer les paramètres permettant le

remplissage adéquat des moules par l'alliage AZ91D. Les études effectuées ont permis de

montrer que l'application d'un vide partiel dans le moule était indispensable pour assurer le

bon remplissage du moule, en particulier dans le cas du remplissage de sections minces. Par

ailleurs, le remplissage des moules est favorisé par une augmentation de l'épaisseur de la

section à remplir, de la hauteur de métal, de la surchauffe ainsi que de la température de

172

préchauffage du moule. L'influence de la distance séparant la paroi de la frette de la cavité

à remplir demeure négligeable, même si une légère augmentation de la fluidité avec une

diminution de cette distance a pu être observée. Enfin, la conception du système de coulée

influence également le remplissage du moule : lorsque le métal tombe librement dans la

cavité, le remplissage est meilleur, mais cela favorise la formation de défauts dans la pièce.

En ce qui concerne la réactivité entre le moule de plâtre et le magnésium liquide, les

données disponibles dans la littérature étaient contradictoires. Une série d'expériences a

donc été effectuée dans le but de clarifier les mécanismes associés aux réactions moule-

métal, afin d'établir, par la suite, des procédures permettant de maximiser la qualité des

pièces obtenues. Les résultats ont montré que, dans l'intervalle de température considéré, la

température de coulée ne semble pas avoir d'influence notable sur la réactivité. En

revanche, lorsque le taux de solidification est relativement lent (température de moule et/ou

épaisseur de la pièce trop élevées), la protection assurée par l'hexafluorure de soufre n'est

pas suffisante pour prévenir les réactions moule-métal. Celles-ci se manifestent sous la

forme de brûlures à la surface des pièces et en un fini de surface altéré (augmentation de la

rugosité). Des particules de plâtre adhèrent à la pièce moulée et il se forme une couche de

réaction entre le moule de plâtre et la pièce. Cette couche a été caractérisée et un modèle a

été proposé. La couche de réaction est le résultat de l'interaction entre le magnésium

liquide et les vapeurs de magnésium avec la silice contenue dans le moule. Les travaux ont

également montré qu'utiliser des températures de moule adéquates (350°C maximum) et

des sections pas trop épaisses (< 4 mm) permettait d'obtenir des pièces saines, avec un fini

de surface acceptable.

Le dernier volet du projet consistait à évaluer la microstructure ainsi que les

propriétés mécaniques en traction de l'alliage AZ91D tel que moulé à la cire perdue. Les

résultats montrent que les propriétés en traction excèdent les exigences minimales définies

par la norme ASTM B-403. Les résultats sont légèrement inférieurs à ceux obtenus par

moulage au sable ou par moulage permanent, mais ils demeurent supérieurs à ceux obtenus

par moulage au plâtre. Plusieurs paramètres de procédé ont été étudiés. Les travaux ont

montré que la température de coulée et la température de préchauffage du moule ne

173

semblent pas influencer les propriétés mécaniques dans les limites de température étudiées.

En revanche, la conception du système de coulée a un rôle marqué sur les propriétés en

traction de l'alliage AZ91D. Les systèmes de coulée en chute, où le métal tombe librement

dans la cavité à remplir, conduisent à des pièces dont la résistance à la rupture, et surtout la

ductilité, sont nettement inférieures que dans le cas où la coulée s'effectue en source. Ces

résultats ont été attribués à la formation d'oxydes et de microporosités, favorisée par les

turbulences générées par la coulée en chute. Toutefois, il n'était pas possible de remplir

complètement les pièces dont l'épaisseur était inférieure à 1.3 mm par coulée en source. Par

ailleurs, les travaux montrent que diminuer l'épaisseur de la section résulte, en premier lieu,

en une augmentation des propriétés en traction, ces résultats étant attribués à un

refroidissement plus rapide accompagné d'une diminution de la taille des grains et des

espaces interdendritiques. Toutefois, pour les échantillons coulés en chute dont l'épaisseur

est inférieure à 1.6 mm, ces propriétés diminuent, en raison de la présence de porosité et de

grains anormalement gros.

Au cours de ce projet, la présence de particules de Al8Mn5 a également été notée à

la surface des pièces. Les particules Al8Mn5 sont couramment observées dans les pièces de

magnésium coulées, mais à notre connaissance, aucune étude ne mentionne la présence

massive de telles particules à la surface des pièces. Les présents travaux ont montré que ces

phases sont plus grosses, moins nombreuses et plus développées lorsque le taux de

solidification diminue au cours de la solidification. Il a été avancé dans ce travail que,

contrairement au moulage permanent pour lequel il se forme une peau de grains Mg-a en

surface, le taux de solidification relativement lent à l'intérieur des moules de plâtre et les

gradients thermiques réduits à l'interface moule-métal permettent la croissance des

particules Al-Mn à la surface des échantillons avant que les grains de Mg- a ne se forment.

À la lumière des résultats obtenus, augmenter la température de coulée favorise le

remplissage du moule, n'a pas d'effet notable sur la réactivité moule-métal et les propriétés

mécaniques. En ce qui concerne les autres paramètres de procédé, des compromis doivent

être trouvés. Élever la température du moule permet l'obtention d'une meilleure fluidité,

mais cela favorise les réactions moule-métal. La coulée en chute permet un meilleur

174

remplissage des sections minces, mais cela se fait au détriment des propriétés mécaniques.

Finalement, une augmentation de l'épaisseur de la section a un effet positif sur la fluidité,

mais elle favorise également la réactivité entre le moule et le métal et conduit à des

propriétés en traction plus faibles.

CHAPITRE IX

PERSPECTIVES ET TRAVAUX FUTURS

Les travaux ont porté essentiellement sur la fabrication de pièces en alliage de

magnésium AZ91D par moulage à la cire perdue en moule monobloc. L'étude d'autres

systèmes d'alliages peut être envisagée. Par exemple, il serait intéressant de mouler des

alliages possédant une fluidité plus élevée et/ou de moindre réactivité vis-à-vis du plâtre

que l'alliage AZ91D, comme les séries ZAE et ZAEC. Il a en effet été montré que la

fluidité des alliages ZAE et ZAEC était favorisée par l'ajout de cérium [1]. Les mêmes

travaux ont également indiqué que le calcium et le cérium avaient un effet bénéfique sur la

résistance à l'oxydation de l'alliage liquide en présence d'oxygène.

L'utilisation de modèles fabriqués par frittage sélectif au laser (SLS) peut également

s'avérer intéressante, puisque cela permet de réduire considérablement la confection du

modèle.

L'évaluation des propriétés de pièces traitées thermiquement compléterait la

présente étude. D'autres types d'essais mécaniques, comme le fluage, peuvent également

être envisagés. En moulage à la cire perdue, la vitesse de solidification est lente, ce qui

entraîne une microstructure relativement grossière. Des grains plus gros (qui permettent

d'avoir une surface totale de joints de grains plus faible) peut être un avantage dans les cas

où l'on souhaite que la pièce moulée résiste mieux au fluage à haute température.

176

Par ailleurs, la littérature indique que les particules AlsMns sont néfastes pour la

tenue en corrosion des alliages de magnésium. Il serait aussi souhaitable d'analyser le

comportement en corrosion des pièces produites par moulage à la cire perdue, d'autant plus

que ces phases se retrouvent principalement à la surface des pièces moulées. On pourrait

également envisager d'autres alliages dans le but d'empêcher la formation de telles

particules.

Finalement, une étude plus poussée pourrait être entreprise pour expliquer la

microstructure observée dans les pièces minces coulées en chute.

Référence

1. S. Tardif. «Étude sur l'Effet de l'Ajout de Cérium dans les Alliages Mg-Zn-Al et

Mg-Zn-Al-Ca ». 2002. Mémoire de maîtrise, Université Laval, Québec, Canada, 175

P-