YVES CARBONNEAU ET CO& - collectionscanada.gc.ca · yves carbonneau deveuippement et mise au point...
143
YVES CARBONNEAU DEVEUIPPEMENT ET MISE AU POINT DE NOUVEAUX ALLIAGES DE MAGNÉS~UM A PROPR~~TÉS M~~ANIQUES ÉLEVÉES ET À FAIBLE', CO& Mémoire Présenté à la Faculté des études supérieures de l'Universit6 Laval pour l'obtention du grade dz -tre ès sciences (MSc.) Département de Mines et Mdtallurgie FACULTÉ DES SClENCES ET DE GENIE mwmmt LAVAL JUIN 1997 8 Droits réservés de Yves Carbonneau, 1997
Transcript of YVES CARBONNEAU ET CO& - collectionscanada.gc.ca · yves carbonneau deveuippement et mise au point...
YVES CARBONNEAU
DEVEUIPPEMENT ET MISE AU POINT DE NOUVEAUX ALLIAGES DE MAGNÉS~UM A PROPR~~TÉS M ~ ~ A N I Q U E S ÉLEVÉES ET À FAIBLE', CO&
Mémoire Présenté
à la Faculté des études supérieures de l'Universit6 Laval pour l'obtention
du grade dz -tre ès sciences (MSc.)
Département de Mines et Mdtallurgie FACULTÉ DES SClENCES ET DE GENIE
m w m m t LAVAL
JUIN 1997
8 Droits réservés de Yves Carbonneau, 1997
National Library ' Bibliothèque nationale du Canada
Acquisitions and Acquisitions et Bibliographic Services services bibliographiques 395 Wellington Street 395. rue Wellington OttawaON KlAON4 Ottawa ON K1A ON4 canada Canada
The author has granted a non- exclusive licence allowing the National Lïbraxy of Canada to reproduce, loan, distribute or seU copies of this thesis in microfom, paper or electronic formats.
The author retains ownership of the copyright in this thesis. Neither the thesis nor substantial extracts kom it may be printed or otheMIse reproduced without the author's permission.
L'auteur a accordé une licence non exclusive permettant à la Bibliothèque nationale du Canada de reproduire, prêter, distribuer ou vendre des copies de cette thèse sous la forme de microfiche/6lm, de reproduction sur papier ou sur format électronique.
L'auteur conserve la propriété du droit d'auteur qui protège cette thèse. Ni la thèse ni des extraits substantiels de celle-ci ne doivent être imprimés ou autrement reproduits sans son autorisation.
iii
Remerciements
Je d6sire exprimer toute ma gratitude à mon directeur de recherche, le docteur Alain
Couture, qui a su m'accorder tout le support intellectuel, moral et financier dans la
r6alisation de mes travaux de recherche. Ses connaissances scientifiques, ses
précieux conseils et sa très grande disponibilit6 ont consid6rablement facilite la
rdalisation de ce memoire de maîtrise. Ma gratitude va Ogalement P mon CO-
directeur de recherche, le docteur Alan Luo qui me confia un projet de recherche
digne de ce nom.
Je tiens également à remercier le docteur Andr6 Van Neste pour ses judicieux
conseils concernant la diffraction-X, ainsi que le docteur Michel Fiset pour ses
pertinents conseils quant aux ultrasons et au support matériel qu'il a mis à ma
disposition au cours de ces travaux de recherche.
Mes remerciements s'adressent également à tous les professeurs, étudiants
gradues et sous-gradues, membres du personnel du departement de Mines et
Métallurgie ainsi qu'à l'Institut de la Technologie du Magnesium et son personnel
qui, de près ou de loin, ont contribué au présent travail.
Je tiens tout particulièrement a remercier ma conjointe et mon fils, dont les
encouragements sans cesse renouvel6s et la grande compréhension me furent
d'un support continuel et indispensable.
Je tiens en tout dernier lieu à mentionner que ce travail a été rendu possible grâce à
l'appui financier du Conseil de Recherche en Sciences Naturelles et en G6nie du
Canada (CRSNG).
able des matières
Sommaire ................................................................................................................................... i ...
Remerciements ........... ................................................. ................................ III Table des matihres .......................................................................................... iv
.. Liste des figures ..................................................................................................................... vil
Liste des tableaux .................................................................................................................... x
Chapitre Introduction ................... ......- ................................................................ 1
................... ................... Chapitre 2 Rappels théoriques et revue de la littérature ... 4
........................... .......... ................. 2.1 Ghéralités .......... .............. 4
..................... ............. 2.2 Alliages résistants à des températures 6levées .. 15
.............. ..................*......*........,.......*.. 2.3 La résistance au fiuage .............. 17
..................... ....................... 2.3.1 Durcissement par solution solide ....... 17
........................................................ 2.3.2 Durcissement par pr6cipitation 18
........................................................... 2.3.3 Fluage à température élev6e 19
....................................................................................... 2.4 Les alliages Mg-Si 2 1
............................................... 2.4.1 Diagramme de phase ......................... 23
................... ............ 2.4.2 Structure cristalline du Mg et du Mg, Si .... 23 . v ............................. ................... .... 2.4.3 Propnetes physiques ... ............. 25
.............................. ......... .... 2.4.4 Propriétés m6caniques ... ............... 27
......................... 2.4.5 Microstructure de l'alliage .......................... ....... 28
2.4.6 Modification de la morphologie de I'intem6tallique MqSi ........ 29 . . ........................... ................... 2.5 Analyses particulieres .......................... 31
.................................................................................... 2.5.1 Les ultrasons 31
............ 2.5.2 identification des structures cristallines par diffraction-)< 32
v
................................................................................ Chapitre 3 MBthode exp6rimentale 35
........................................................................................ Matibres premieres 35
Types de four ................................................................................................... 35
....... Types de creuset ................... ........................................................... 38
.......................................................................................... Type de protection 39
............................................................................... Types de themiocouples 39
Fusion des alliages ........................................................................................ 40
............................................................ 3.6.1 Fusion des lingots de Mg 4 0
..................................................... 3.6.2 Application du gaz de protection 41 .. ...................................................................... 3.6.3 Introduction du silicium 41
...................................... 3.6.3.1 Méthode d'introduction du Si 42
3.6.3.2 . . Taille du silicium ................................................................. 42
.............. 3.6.3.3 Temps de dissolution et taux de r6cupdration 43 3.6.3.4 Échantillonage pour l'analyse de la teneur en
. . . ................................ .............................. silicium ............. 44
..................................................................................... 3.6.4 Addition du Ca 44
................................................................. 3.6.5 Temperature de coul&e 45
......................................................... ................... 3.6.6 Types de moules .. 45
3.6.6.1 Le mouie Stahl ......................... ........................ ............. 46
3.6.7 Préparation du moule ........................................................................ 46
....................................................... 3.6.8 La coulée ....................................... 49
.......................................... .................... Analyse chimique des alliages .. 51
Essais mécaniques ................... .. .............................................................. -52
D6temiination du module dY6lasticit6 ......................................................... 53
.......................................................... 3.1 0 Analyse m6tallographique .......... 54
................................................ ..... ................... 3.1 1 Analyse d'images .. ....... 54
.................................................................. ................... 3.1 2 Diffraction-X .... 55
vi
..................................................... ................... Chapitre 4 R6sultats et discussion .... 56
....................... Analyse chimique des alliages ......... ................................. -56
Microstructures ........ ........ .................................................. 59
........................................................................ M6tallographie quantitative -62
.............................................................. Identification de la phase ternaire 66
4.4.1 Analyse au mkroscope 6lectronique à balayage ........................ 66
4.4.2 Anaiyse par diffraction-X ..................................... ............................. -68
..................................................................................... Module d'6lasticit4 69
.... 4.5.1 La détermination du module dWasticit6 grâce aux ultrasons 71 r * ............................................... ...................... PropnetBs mecaniques ......... 75
4.6.1 ProprietBs mécaniques des alliages Mg-2%Si ............................. 76
4.6.2 Propridtés mecaniques des alliages Mg-4%Si ......................... ... 80
Analyse fractographique ........................ .. ............................................... 83
Chapitre 5 Conclusions ........ ..... ..................................................................................... 85
Chapitre 6 Suggestions pour les travaux futurs ................... .... ............................... ..... 88
Références ......................... .... ................................................................................................. 89
................. .......................... Annexe A Nomenclature des alliages de magnésium .. 93
Annexe B Compositions chimiques et propriétés mecaniques des principaux
...................................... alliages de magnesium coules ....................... ....... 95
Annexe C Propri6t6s physiques du magndsium pur ...................................... 122
Annexe D Compositions chimiques de la matière p r e m i h ................................. 127
vii
Liste des figues
Figure 2.1
Figure 2.2
Figure 2.3
Figure 2.4
Figure 2.5
Figure 2.6
Figure 2.7
Figure 2.8
Figure 2.9
Figure 2.1 0
Figure 2.1 1
Figure 2.12
Figure 2.13
............................................. Representation de la premiere Volkswagen 6
.............................. Porsche conseille Hitler au volant de la KdF-Wagen 6
VBhicule Aerotech .......................................................................................... 8
......... ........ Vue du bloc-cylindre ainsi que du moteur de I'Aerotech .. 8
............................. Objectifs de la CAFE pour les annees 1975 1985 9
Consommation en essence d'un v6hicule en fonction de son
............................................................................................................... poids 1
Diamètre atomique des él6ments favorables à un durcissement
par solution solide du Mg ........................ ................................................... 18
Influence combin6e de la valence et de la taille de l'atome sur la
solubilité solide des metaux du groupe B dans le magnésium ........... 19
Température maximale d'utilisation de quelques systbmes
binaires en fonction de la température de fusion du compose de
I'intermétallique precipité dans la matrice de magn6sium ............... .... 21
Effet de l'augmentation de la teneur en Si sur la résistance à la
corrosion du Mg ...................... ............. ................................................ 22
Métallographie de l'alliage CMSi cou16 par moulage au sable .......... 22
Diagramme de phase du système Mg-Si .................... ... ................. 23
Le cristal de magnésium: a) structure cristalline; b) principaux
plans de la zone [12 1 O]; c) principaux plans de la zone [1 7 001; . . ................................................ d) principales directions ............................ 24
....... ...................... Figure 2.1 4 Structure cristalline de I'intermetallique Mg, Si ... 25
Figure 2.1 5 Conductivité électrique de plusieurs alliages binaires de Mg
.... ................. à 20°C ........................ ..................... 2 6
viii
Figure 2.16
Figure 2.17
Figure 2.1 8
Figure 3.1
Figure 3.2
Figure 3.3
Figure 3.4
Figure 3.5
Figure 3.6
Figure 3.7
Figure 3.8
Figure 3.9
Figure 3.1 0
Figure 3.1 1
Figure 4.1
Figure 4.2
Figure 4.3
a) Duret6 des alliages Mg-Si en fonction de la teneur en Si; b)
Propriet6s mecaniques des alliages Mg-Si en fonction de la
................................................................................................ teneur en Si 2 7
Module de Young de differents alliages Mg-Si en fonction de la
temperature ................................................................................................... 28
....................................... Structure dendritique d'un alliage Mg-4%Si 29
Four à résistance Blectrique sewant au d6veloppement des
alliages Mg-Si ............................................................................................... 36
Représentation schematique de I96l6ment chauffant avec comme
dimensions: A = 30, 5 cm, 8 = 25, 4 cm et C = 15, 2 cm .......................... 37 .............................................................. Creuset en acier inoxydable 430 38
................ Introduction de la cage contenant le silicium ................. ... 42
Extirpation de la cage contenant le silicium après une heure de
dissolution à 900°C ...................... ... ..... ...... ................ 43
Introduction du Ca dans le bain de Mg liquide ....................................... 44
Moule métallique de la compagnie Stahl ......................................... 46
Préchauffage du moule Stahl à l'aide de torches au propane ............ 47
Application du revêtement de nitrure de bore sur le moule
metaIlique ...................................................................................................... 48
a) Transport du métal liquide vers le moule avec protection
gazeuse; b) Coulée du Mg liquide dans le moule métallique ............. 50
Éprouvettes de traction telles que démouldes du moule Stahl ........... 53
Microstructures des alliages Mg-2%Si en fonction de la teneur
en Ca .............................................................................................................. 60
Microstructures des alliages Mg-4%Si en fonction de la teneur
en Ca ...................... ....................... ...................................................... 61
Représentation schématique, à I'Bchelle, de l'analyse par image
de 144 champs . Le diamètre réel de la section representee est de
12. 83 mm .................................................................................................... 64
Figure 4.4
Figure 4.5
Figure 4.6
Figure 4.7
Figure 4.8
Figure 4.9
Figure 4.1 0
Figure 4.1 1
Figure 4.12
Figure 4.1 3
Figure 4.14
Figure 4.1 5
Figure 4.16
Figure 4.17
Figure 4.1 8
Phase eutectique de l'alliage Mg-2%Si .................................................. 66
Spectre obtenu au MEB par EDAX reprbsentant la composition d'une phase inconnuedans un alliage Mg-2%Si-1,6%Ca ............................. .67
................ Spectre de diffraction-X pour un alliage Mg-2%Si-1,6%Ca 68
Agrandissement du spectre de diffraction-)< de la figure prec6dente
...... et comparaisons des diffdrents pics avec la banque de donnees 69
Courbes typiques contrainte-allongement d'un alliage Mg-2%Si
........... ........*.....*........................................*............. et Mg-4%Si .. .............. 70
Sch6ma de la pièce IMI ainsi qu'une repr6sentation du module
................................... de Young en fonction de I'dpaisseur de la piece 72
Module de Young (E) des alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si en
fonction de la teneur en Ca ......................... .. ..............o................*.......... 74
Détermination des propriétés mécaniques d'une courbe typique
contrainte-allongement pour un alliage Mg-Si .............. .... .............. 75
Courbes contrainte-allongement des alliages Mg-20/ S' I en
fonction de la teneur en Ca ...................... .,........*.,....... ....................... 77
Propriétés m6caniques des alliages Mg-2%Si en fonction de la
teneur en Ca .................................................. ............................................... 79
Courbes contrainte-allongement des alliages Mg-47' S. I en
fonction de la teneur en Ca ........................ ... ............................. 8 1
Propriétés mécaniques des alliages Mg-4%Si en fonction de la
teneur en Ca ................................................................................................ 82
Fractographie au MEB de l'alliage Mg-2%Si montrant la phase
interm6tallique Mg,Si ................................................................................ ..83 Fractographie au MEB de l'alliage Mg-2%Si-1,6%Ca montrant
la phase interm6tallique MgSiCa ..................... ........... .......................... 84
Aiguille de fer dans un alliage Mg-2%Si-1,6%Ca ................... ... .... 84
Tableau 2.1
Tableau 2.2
Tableau 2.3
Tableau 2.4
Tableau 2.5
Tableau 2.6
Tableau 2.7
Tableau 3.1
Tableau 4.1
Tableau 4.2
Tableau 4.3
Tableau 4.4
Tableau 4.5
Tableau 4.6
RBduction de poids sur un modèle lntrepid selon les objectifs du
PNGV ............................................................................................................ 1 O
a) Pr6diction de la consommation en materiaux par l'industrie
automobile; b) Composantes en magnbsium de la Porsche
................................................................................................... Série 91 1 3
Quelques exemples de composantes automobiles en magndsium ..l4
Classement des alliages de Mg selon leur ternp6rature
d'utilisation. ................................................0........... ...................................... 1 6
Les systèmes d'alliages de magnésium et leurs intermétalliques ..... 20
Comparaison des coefficients d'expansion thermique moyen
%,,, des alliages Mg-Si et des alliages Mg-Zn ......................... ........ 26
........................ Taille des grains de différents alliages Mg-Si .....0......-...30 Comparaison des deux méthodes d'analyses utilis6es pour
déterminer la teneur en Si (en % poids) ............................................ ...... 52
Analyses chimiques des différentes coulées expérimentales
obtenues par la méthode ICP 'Induction Coupling Plasma' ............... 57
Nomenclature des alliages expérimentaux Mg-Si. .........................-..... 58
Caractéristiques des deux phases, Mg,Si et MgSiCa, présentes
dans les alliages MgQ%Si et Mg-4%Si. ............................................... 63
Proportions des éléments du compose intermétallique MgSiCa
...... telles que déterminées au MEB .............................. ... .... .....A7
DBtemination du module de Young par la méthode des ultrasons
sur des échantillons d'alliage A291 D coulés par differents
procédés et de géométrie MgQ%Si et Mg4%Si ................................O, 72
Module de Young déterminé par la méthode des ultrasons des
différents alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si ................................................. 73
0 I avec Tableau 4.7 Propri6t6s mécaniques moyennes des alliages Mg-2Y S'
différentes teneurs en Ca ................... .......................................... .... .....78
0 I avec Tableau 4.8 Propn6tes mécaniques moyennes des alliages Mg-40/ S'
differentes teneurs en Ca ..................... ....... ..... . ..... O-......................... ---.. -...82
Introduction
Le Canada est en voie de devenir un des plus importants producteurs de
magnésium primaire au monde et va devoir, au cours des prochaines années,
tenter de développer son secteur de transformation secondaire pour satisfaire la
demande toujours croissante créée par le secteur de l'automobile (pistons, sibges,
etc ...) et de l'industrie de l'électronique (boîtiers, ordinateurs portatifs, et autres).
Les alliages de magnésium ont connu un essor considérable pendant la deuxième
guerre mondiale, en raison de leur faible densit6, mais leur r6putation de faible
résistance à la corrosion les a quelques peu relegubs aux oubliettes vers la fin des
annees 50. Bien que les technologies modernes de fabrication des alliages aient
sensiblement faÏt disparaître ces problèmes, le developpemsn! des alliages de
magnesium souffre toujours d'un retard considérable lorsque compare à celui des
alliages d'aluminium.
Le d6veloppement des alliages de magn6sium à haute performance a surtout BtB
axé au cours des 30 dernieres armees sur les besoins d'un marche très haute
valeur ajoutee et B petit volume: I'a6ronautique. On a eu recours & des 6lérnents
d'alliages sophistiqu6s comme l'argent, le zirconium ou les terres rares, sans 6gard
au coût. L'absence d'alliages de magnesium à haute performance et coût de
fabrication raisonnable freine pr6senternent son utilisation Zi grand volume dans
certaines composantes courantes mais plus exigeantes comme, par exemple, les
pieces de suspension et de groupe motopropulseur automobile. À cause de cette
lacune, on lui pr6fkre encore souvent l'acier, la fonte ou l'aluminium, malgr6 la
pression croissante exerc6e sur les constructeurs qui les amhnent B rechercher des
solutions leur permettant de réduire la masse des voitures. Également, le
développement d'alliages à faible coût permettra d'éliminer l'addition d16léments
nocifs pour l'environnement, comme les terres rares. Le magnésium étant
recyclable, des programmes de récupération pourront être mis en place comme
pour l'aluminium afin de diminuer l'utilisation des sites d'enfouissement et ainsi
préserver I'environnement. Le magnésium est un materiau propre et durable pour
les générations à venir.
Le projet consiste donc à mettre au point de nouveaux alliages de magnésium dont
la r6sistance au fluage (déformation a haute temperature) serait comparable à celle
des alliages développés pour l'industrie militaire et l'aéronautique. Les alliages
ainsi développes devront faire appel à des éléments d'alliage dont le faible coût
permettra leur utilisation pour la fabrication de composantes à grand volume
comme, par exemple, pour le secteur de l'automobile.
La mise au point et le développement d'alliages de magn6siurn permettant de
rencontrer a la fois les exigences des constructeurs automobiles au point de vue
des propri6t6s mécaniques et des coûts permettraient au magn6sium d'effectuer
une perde plus que significative dans ce secteur.
Une revue exhaustive de la littérature scientifique a permis l'identification de
certains systèmes h potentiel BIevB, entre autres les systèmes Mg-Zn-AI, Mg-Zn-Cu,
Mg-Li et Mg-Si. La presente 6tude porte sur le système Mg-Si qui, a priori, semble
un système prometteur pour des applications moteurs, c'&-&-dire des applications
à temperature 6levBe.
La caract6risation des alliages de ce système (Mg-Si) porte sur des échantillons
coul6s en moule permanent et consiste à mesurer les propn6t6s mecaniques
classiques, la r6sistance au fluage dans le domaine 150-250°C et la r6sistance a la
corrosion. Une pldiade d'analyses comme la métallographie, les essais
mbcaniques, les rayons-X, la diffraction-X, les ultrasons et bien d'autres encore
permettront d'identifier les alliages Mg-Si les plus prometteurs. Des résultats
satisfaisants permettront l'obtention Bventuelle de brevets qui seront exploites sous
licence par le partenaire industriel du projet, la compagnie Mag R & D.
Chapitre 2
Revue de la littérature et rappels théoriques
2.1 Généralités
Le magn6sium (Mg), découvert en 1808 par Sir Humphrey Davy, trouve son utilité
très tôt dans le domaine de l'aviation. En effet, il connaît sa première sortie
d'importance en 1914 au début de la première guerre mondiale. Les alliages
aluminium-magnésium permettent de réduire le poids des avions, ce qui augmente
le rapport puissancelpoids de l'appareil et rend possible le transport d'un volume
plus important de bombes ou d'hommes de combat, le parcours de plus longues
distances, ou encore d'atteindre de plus grandes vitesses. Les allemands inthgrent
rapidement ce concept à leur escadrille et lors de la deuxième guerre mondiale,
environ 3% du poids total de la flotte adrienne du deuxihme Reich comportent des
pièces en alliage de Mg. DBs lors, les allies se mobilisent et redoublent d'efforts afin
de développer des composantes d'avions en alliages de Mg, ce qui favorise
116mergence de plusieurs compagnies américaines et britanniques. En effet, au plus
fort de la guerre en 1943, la production mondiale du Mg se chiffre B
270 000 tonndannee (avec 63% en provenance de 11Am6rique du Nord)
comparativement à 32 000 tonnedann6es avant 1939. En 1945, à la fin de la
guerre, les usines arrêtent graduellement leur production et plusieurs ferment leurs
portes, le march6 civil Btant incapable d'absorber le surplus d'inventaire
mondial [l-71.
La première utilisation du Mg dans le secteur automobile reste incertaine, mais le
rapport annuel de DOW Chemical Corporation [8] en 1921 indique que la
compagnie Blabora des pistons en alliage de Mg sur un modèle Frontenac
8-cylindre, lequel remporta l'Indianapolis 500 de 1921. L'utilisation du Mg connaît
sa progression la plus rapide en Allemagne avec I'avbnement de la Volkswagen,
"la voiture du peuple'. En 1920 en Autriche, Ferdinand Porsche [9] s'inspire
fortement de la philosophie de Ford aux États-unis: 'Anything that isn't good for
everybody is no good at all" [9] et désire donner I'opportunit6 à chaque européen de
posséder un moyen de transport motorise à prix abordable. Cette idde, toujours
rejetée par ses employeurs, sourit à Hitler qui rencontre Porsche en deux
occasions: comme simple politicien régional et aprbs sa nomination comme
Chancelier de l'Allemagne. La deuxième rencontre avec le Führer, en 1933, s'avère
d4temiinante. Hitler y voit un moyen de sortir le travailleur allemand moyen de la
longue dépression et de l'inflation qui suivit la première guerre mondiale en lui
offrant le rêve et la fierté de posséder un véhicule allemand. En revanche, un
Am6ricain sur six, en 1929, possède déjà une voiture familiale et les manufacturiers
~m4ricains s'empressent d'inonder le marche europeen de leurs grosses voitures,
puissantes, degantes et dispendieuses, signe de leur suprhatie suite à la victoire
de la premier0 guerre mondiale. Hitler s'assure, plus particuli&rement, que la venue
de la "voiture du peuple" renforcera le sentiment de puissance et d'appartenance à
l'Allemagne dont il rêve [9].
Hitler sert de modèle pour son peuple en conduisant la prerniere Volkswagen en
1937, la KdF-Wagen représentée aux figures 2.1 et 2.2. La Kraft durch Freude
(KdF), une filiale du Front des travailleurs Allemands, finance en grande partie le
projet Volkswagen, ce qui en fait la voiture des travailleurs el non celle de Hitler.
Cette voiture de 730 kg compte environ 16,3 kg (2,3%) de pièces en alliage de Mg,
entre-autres le carter ("crankcaseU) avec 9,3 kg et le boîtier de transmission
(ntrmsmission housing") avec 6,1 kg [1 O]. Encore aujourd'hui, Volkswagen utilise le
Mg dans plusieurs de ses modèles automobiles comme la Golf ou la Passat [Il].
Figure 2.1 Représentation de la première Volkswagen [9].
Figure 2.2 Porsche conseille Hitler au volant de la KdF-Wagen [9].
Une autre production d'importance concerne les jantes de roues automobiles.
Effectivement, dans les annees 60, les compagnies Campagnolo et Crommadora
fabriquent les premières jantes de roue commerciales en alliage de Mg [8]. Dans les
annees 50, la course automobile les empfoyal d6jh en raison de la faible inertie
resuitant de l'utilisation du Mg. Les jantes en Mg permettent de minimiser la
vibration des roues et assurent une conduite confortable, de rapides acc616rations
et d6c616rations ainsi qu'une excellente tenue de route. Lorsque l'inertie des roues
augmente, l'axe de la roue tend à pivoter à la verticale, crhnt une instabilitb lors
des virages [12,13].
L'apparition du Mg dans le secteur automobile s'apparente directement B deux
facteurs, le premier concerne la recherche de la vitesse dans la course automobile
et le second trouve son origine dans les lois gouvernementales. Dans la course
automobile, réduire le poids d'une composante du moteur, châssis ou autres
parties, se traduit par un déplacement vers le bas du centre de gravité du v6hicule,
réduisant alors le transfert de poids latéral. ce qui rend possible la prise de virages
a de plus grandes vitesses. Par exemple, le bloc cylindre du bolide Aerotech,
représenté aux figures 2.3 et 2.4, est fabriqué en Mg et permet une reduction de
12,5% du poids total du véhicule, ce qui augmente la vitesse du v6hicule de 3 à 6
km/h [12].
De son côtB, le gouvernement s'implique indirectement ii l'utilisation du Mg dans le
secteur automobile. Notamment, l'Angleterre en 1328, avec le 'Finance Actn,
accorde une licence aux véhicules de transport motoris6s en fonction du poids du
transporteur, ce qui favorise l'emploi du Mg dans les carters, les boites de
transmission ou encore comme la Pacific Intermountain Express qui utilise, en 1947,
une remorque en Mg avec une Bconornie de 1600 kg par rapport aux autres
remorques en acier [8].
Figure 2.3 Véhicule Aerotech [12].
Figure 2.4 Vue du bloc-cylindre ainsi que du moteur de I'Aerotech [12].
Un autre événement d'importance relève de la crise du pétrole dans les années
Effectivement en 1973, le prix du pétrole brut passe de $1,80 à plus de $3,0(
baril. L'année 73 commença par une pénurie en huile de chauffage suivie à 1'
par une pénurie en essence. La production domestique am4ricaine en pétrole
suffit plus a la demande et les importations augmentent de 31% comparativemer
70.
1 le
'été
ne
lt à
l'année précédente pour les 10 premiers mois de 11ann6e 1973. Au même moment,
la consommation domestique am6ricaine augmente de 8% et le Moyen-Orient Blbve
substantiellement le prix du p6trole brut en repr6sailles la guerre qui fait rage au
Vietnam [14]. Cette situation force I'implantation, par le gouvernement am6ricain. d'une loi assurant la production de véhicules conformes à des limites de
consommation en essence. La 'Corporate Average Fuel Economym (CAFE), ainsi
crdée, se fixe comme objectif qu'une voiture de 6 passagers h prix abordable devra
consommer 8,s 11100 km (27,5 mpg) avant 1985, tel que pr6senté la figure 2.5.
Figure 2.5 Objectifs de la CAFE pour les année 1975 à 1986 [15].
La 'Environmental Protection Agency" (EPA) appuie et renforce cette législation et
les manufacturiers qui ne rencontrent pas les objectifs fixes par la CAFE se verront
p6nalisés sous la forme d'une taxe ('Gas guzzler ta?) [15,16]. Dans les années 90,
les 3 grands constructeurs automobiles (Chrysler, Ford et General Motors) et le
département de l'Énergie Américain forment une association nommée: 'Partnership
for a New Generation Vehicule' (PNGV), avec I'amblion de produire un véhicule, de
6 passagers à prix abordable, consommant 3,1 VI00 ùm (80 mpg) [IV. Face à cette
résolution, le tableau 2.1 indique que, pour y arriver, la quantite de matériaux
légers, pour le modèle Intrepid de Chrysler, devra passer de 250 kg 550 kg,
all6geant le poids total du vehicule de 40% [17].
Tableau 2.1 RBduction de poids sur un rnodek lntrepid selon les
objectifs du PNGV [IV.
On se rend indubitablement compte que la consommation en Bnergie dépend
directement du poids du véhicule. En fait elle résulte de la résistance au roulement,
de l'inertie et de I'a8rodynamique du v6hicule. D'après Magee [18], la
consommation en essence s'exprime selon Ia6quation 2.1.
C E (E) = kÇdAoa + kpWa mille
où Cd = Coefficient de p6n6tration dans l'air
A. = Surface frontale du v6hicule
a = Efficacité du moteur ('Powertrain Efficiency')
W = Poids du v6hicule
kt, k2 = Constantes determin6es par les donnees
La figure 2.6 représente 1'6quation 2.1. L'erreur fréquente avec ce type de
graphique apparait lorsque l'on y superpose plusieurs modeles de v6hicule de
différentes masses. La tendance & tracer une droite qui englobe tous les v6hicules
altbre la r4alit6. Effectivement, on se rend rapidement compte de I'impossibilit6
d'obtenir une consommation en essence nulle lorsque le poids du v6hicule devient
nul (droite en gras). Par contre, le calcul de Magee tient compte de la consommation
en essence en fonction du poids d'un seul v6hicule. Par exemple, le moteur d'une
Fiesta de 907 kg (2000 Ibs) consommant 5,88 VI00 km (40 mpg) diminue sa
consommation jusqu'a 2,35 VI00 km (100 mpg) lorsque le poids du v6hicule tend
vers &O, ce qui semble plus logique.
.O76 14.3 lS?ô LTD-Z, 551 A l 1
,O6 - a*.=, A, rP .4 , w.50
#O5 - .O4 -
PINTO231 M/Ta..6 & ra.4 , cd-57
APRARENT FIT,
INERTIA WUGHT
Figure 2.6 Consommation en essence d'un véhicule en fonction de
son poids [l8].
Neanmoins, la plupart des inghieurs automobiles s'entendent pour une économie
de 57 pikm pour chaque kilogramme en moins sur un vehicule [19]. Pour l'individu
moyen, cette Bconomie en essence reste imperceptible. En effet, pour la durée de
vie utile d'un v6hicule (200 000 km), cela représente une économie de 11,4 litres à
65eA ou $7,41/kg en moins. II faut plut& le voir à l'échelle nationale ou mondiale.
Effectivement, si la production annuelle se chiffre B 10 millions de v6hicules.
I18conomie en carburant, ainsi r6alis6e. atteindra les 114 millions de litres. La
supression de poids, en plus d'affecter la consommation en essence, r6duit l'inertie
du v6hicule (surtout dans les virages), att6nue la pollution environnementale et rend
la voiture plus s6curitaire (meilleure tenue de route, distance de freinage plus
courte) [i 91.
L'industrie automobile emploie trois catégories de matériaux: les ferreux (acier doux
et HSLA), les non-ferreux (aluminium et magn6sium) et les plastiques (renforces ou
non) [20]. If existe une panoplie de calculs rnath6rnatiques favorisant l'utilisation
d'un materiau plutet qu'un autre, comme par exemple, la resistance mecanique par
rapport à la densité du matériau, au prix de l'alliage, au coût de fabrication, au
retour en économie d'8nergie et bien d'autres encore. Finalement, la s6lection d'un
matériau, pour une application particulière, repose sur 4 criteres [21]:
a) Habilete à performer (propri6tes mécaniques);
b) Disponibilit6 du rnat6riau (cycle de 5 ans entre le design et
l'application du matenau sur le vehicule);
c) Coût de production ou d'implantation (investissement, coût de l'alliage,
coût du procédé);
d) Rendement sur l'investissement (poids du vehicule, &onornie
d'essence, compétitivité).
Le Mg se distingue des autres materiaux surtout par: sa faible densite (1,74 g/cm3)
comparativement à l'acier (7,87 g/cm3) ou I'aluminium (2,70 g/cm3), son excellente
capacit6 à absorber les vibrations et les interf6rences magnétiques, son usinabilite
(50% plus rapide que l'aluminium), sa productivitb (25-50% plus de pieces coulbs
qu'avec l'aluminium) et par la qualit6 du fini de surface. NBanmoins, le Mg se trouve
desavantage lorsque la ternp4rature devient un pararnbtre important. En effet, la
rdsistance au nuage des alliages courants passe de 15 & 65% de celle de
l'aluminium lorsque la temperature s1Bl6ve jusqu'a 120°C [16,21].
Koenig et Dunlop [22] presentent 3 tableaux impliquant le magnbsium dans le
secteur automobile. Le tableau 2.2a concerne l'utilisation des materiaux en l'an
2000. On y remarque que le Mg connaîtra une croissance fulgurante tandis que
l'acier subira un d6clin. Le tableau 2.2b indique a quel point le Mg trouve son
application dans les voitures a hautes performances comme la Porsche Série 91 1
avec ses 53 kg de composantes en Mg. Finalement, le tableau 2.3 pr6sente les
principaux alliages de Mg employes dans ce secteur (voir l'annexe A pour plus
d'informations sur la nomenclature des alliages de Mg). Le A291 y apparaît
clairement comme le principal alliage utilise dans ce secteur. Facile à couler par
moulage sous-pression ou par moulage par gravite, il se retrouve surtout dans des
applications ne requerant pas des propriétés mecaniques exceptionnelles, comme
des couvercles
pedales de frein
Tableau 2.2
de soupape, des boîtiers de transmission et des supports de
a) Prediction de la consommation en materiaux par
l'industrie automobile; b) Composantes en magnesium de
la Porsche SérÏe 91 1 [22].
L'alliage AM60 trouve plutôt son utilit6 lorsqu'une composante requiert une
rdsistance plus Blev6e à l'impact et, pour sa part, l'alliage AS41 demontre une
résistance au fluage plus 6levBe que le A291 ou le AM60 pour des temp6ratures
sup6rieures à 150°C.
Tableau 2.3 Quelques exemples de composantes automobiles en
Les alliages ZE41 et ZC63 slav&ent très efficaces dans des applications requérant
une excellente résistance mecanique Q des températures plus 6lev6es (200°C et
plus). Par exemple, le bloc moteur 'BE" Super Heavy Duty Quad 4 d6velopp6 par
Feuling [12] et fabrique avec l'alliage ZE41 (reconnu pour r6sister à de hautes
temp6ratures avec un fluage minimal) se retrouve maintenant fabriqué avec l'alliage
ZC63 qui posshde essentiellement les mêmes propMtes mecaniques que le ZE41,
mais à un coût plus faible (voir l'annexe B pour la composition chimique et les
propri6t6s mecaniques des principaux alliages utilis6s dans le secteur automobile).
2.2 Alliages résistants a des tem~ératures 6levées
Le d6veloppement des alliages de Mg pour des applications haute température
demeure l'un des principaux axes de recherche h l'aube du troisibme millénaire.
Effectivement, les alliages de Mg les plus courants resistent mal au fiuage lorsque la
ternpbrature d'utilisation excède 150°C. Par consequent, les propri6t6s mécaniques
des alliages tel que le AZ91D ou le AM6OA diminuent consid4rablement à mesure
que la temperature augmente. Depuis les années 40, plusieurs alliages de Mg
poss8dant d'excellentes propribt6s mécaniques à temperature Blevee ont vu le jour.
D'une façon plus genérale, la classification de ces alliages se fait selon leur
température d'utilisation, comme le démontre le tableau 2.4. Malheureusement, les
alliages de Mg utilises dans des applications moteurs à haute performance
(à température 6levée) requièrent des éléments d'additions assez particuliers et
dispendieux, comme entre autres les terres rares (E), le thorium (H), le zirconium
(K), l'argent (Q), et l'yttrium (W).
La Howard Foundry Company produisit pour la première fois aux États-unis des
alliages Mg-terres rares (RE) en avril 1949, selon la technologie développ6e par
Magnesium EleMron [23]. Ces alliages, et plus particulihrement l'alliage Mg-Ce
(sous forme de mischmetal), ne d6montrent pas de propri6t6s mecaniques
interesantes à des températures normales. Par contre, l'addition de Zr affine la
forme granulaire grossihe de l'alliage et permet alors une utilisation structurale de
I'alliage [12,24]. De plus, la resistance au fluage de l'alliage Mg-RE-Zr est
supérieure et permet son utilisation à des temp6ratures aussi QevBes que 150 à
260°C. Les principaux alliages dans cette categories sont : EK30A et EK41A.
Tableau 2.4 Classement des alliages de Mg selon leur temperature
d'utilisation.
Le thorium, combine avec un peu de Zr ou de Zn, confère au Mg une remarquable
rbsistance au fiuage, jusqu'à des temperatures comprises entre 200 et 300°C. Par
contre, une addition de RE donne l'effet contraire et diminue la rdsistance au fluage
de ces alliages. Le zirconium, par son effet affineur, pr6vient la structure basaltique
qui prdvaudrait. Un fait cocasse concerne Fox [25] qui, en 1946, conclut que les
alliages Mg-Th demeurent in utiles techniquement, mais qu'une addlion d'un
durcisseur ou d'un affineur de grain pourrait leur conférer une quelconque utilité.
Les principaux alliages dans cette catégories sont : HZ32A et HK31A.
l'argent augmente en gen6ral les propriétés mécaniques du Mg et, en combinaison
avec les terres rares ou le thorium, accroît la resistance au fluage de l'alliage
jusqu'à des températures de 200 à 250°C. L'yttrium, quant lui, s'emploie dans une
classe d'alliage d6veloppee plus r6cemment. Son utilisation, cornbin6e à celle des
terres rares, permet la mise au point d'alliages rdsistants, de façon continue, B des
temp6ratures pouvant aller jusqu'à 300°C.
La resistance au flua=
Plusieurs facteurs m6tallurgiques affectent la r6siçtance au fluage, entre autres le
durcissement par solution solide et la formation de pr6cipMs coherents avec la
matrice de Mg.
2.3.1 Durcissement par solution solide
Ghéralement, les propMtes mécaniques des metaux purs diminuent rapidement
avec une augmentation de la temperature d'utilisation, tandis que l'addition d'un
soluté en solution solide d'insertion eVou de substitution freine le fluage en
augmentant le module d861asticit6 (module de Young), la temperature de fusion de
l'alliage ou encore en diminuant la diffusivit6 des atomes. Selon Roberts [26], une
solution solide demeure incompiète si les Mments en pr6sence ne possèdent pas
la même structure cristalline, une certaine affinit6 chimique (méme valence), un
diametre atomique ne différant pas plus que de 15% et une BlectronBgativité
semblable (le cas contraire favorise la formation d'un cornpos6 intermétallique
stable). La figure 2.7 représente les Blements chimiques poss6dant un diamètre
atomique favorable (+ 15%) à la formation d'une solution solide avec le Mg tandis
que la figure 2.8 illustre l'effet de valence des élements du groupe B du tableau
périodique en fonction du diamhtre atomique avec comme solubilitb maximum, le
Cd à l'intérieur du groupe IlB. La resistance au fluage par solution solide demeure
efficace, mais beaucoup moins que par la formation de pr6cipit6s stables.
Figure 2.7 Diamètre atomique des elhents favorables a un
durcissement par solution solide du Mg [26].
2.3.2 Durcissement par précipitation
Les précipites finement dispersés dans la matrice de Mg augmentent la résistance
au fluage et ils apparaisent lorsque la quantité de solut6 dépasse la limite de
solubilité de l'alliage. La présence de pr6cipités aux joints de grain contribue
consid6rablement à limiter la mobilité de ces derniers (phénomène d'ancrage) qui
se déplacent les uns par rapport aux autres (glissement intergranulaire). La stabilité
thermique des composes intemétalliques (haut point de fusion) et leur insolubilité
restent cruciaux sinon ils diffusent rapidement dans la matrice à mesure que la
temperature d'opération augmente. Certains facteurs comme leur dimension, leur
dispersion, leur forme, leur dureté ainsi que leur interface avec la matrice peuvent
contribuer B assurer une bonne résistance au fluage.
Figure 2.8 Influence combinée de la valence et de la taille de ['atome
sur la solubilité solide des métaux du groupe B dans le
magnésium [26].
2.3.3 Fiuage à température élevée
Le tableau 2.5 compare différents alliages et leur compos6 interm6tallique reput6
rhister au Ruage a haute ternphrature. La figure 2.9 illustre la notion de stabilité
thermique. En effet, plus le compose intermétallique a une temperature de fusion
elevde, plus l'alliage r6siste au fiuage et ce, meme si l'&art entre la ternp6rature
eutectique et le point de fusion de I'interm6tallique s'agrandit.
Tableau 2.5 Les systbmes d'alliages de magn6sium et leurs
intermetalliques [27, 28, 291.
Système Compose Temp. Solubilit6 max. Temp. de Temp.
interm&illique eutectique à la temp. fusion du d'utilisation
(OC) eutectique compose (OC)
(% at.) (Oc) Mg-AI M ~ I A 437 18,6 462 <1 50
Mg-Ce Mg,,Ce 590 0,09 625 150-250
Mg-Th MJh, 582 0.52 772 200-345
Mg-Si Mg,Si 640 0,OO 1085 Inconnue
Par exemple, I'interm&allique Mg,,AI,, diffuse rapidement dans la matrice lorsque la
temp6rature d'opération dépasse 1 50°C, tandis que ie Mg,,Ce r6siste jusqu'à
environ 250°C grâce a son point de fusion plus 6lev6. Les interm6talliques Mg,,Th,
et Mg,Y confirment la règle avec des températures d'utilisation allant jusqu'à 350 OC
et, dans tous les cas, ces intermetalliques precipitent aux joints de grains et
contribuent à freiner le glissement intergranulaire. En assumant une relation linéaire
entre la temperature d'utilisation et la temperature de fusion de I'intemetallique
(parambtre le plus important en ce qui concerne la stabilit6 thermique), l'alliage
Mg-Si avec I'intemietallique Mg,Si risque de presenter une résistance au fluage
phdnomhale, pouvant aller jusqu'à une temperature d'utilisation hypothétique de
500°C (voir figure 2.9). Cette approximation reste simpliste, mais laisse entrevoir de
grandes possibilités pour ce systhme particulier.
Température de fusion de Itinterm6tallique ("Cl
Figure 2.9 Temperature maximale d'utilisation de quelques systèmes
binaires en fonction de la temperature de fusion du
compost5 de I'intermetallique precipite dans la matrice de
magnhsium [27, 28, 291.
2.4 Les alliaaes Mg-Si
On connaît mal, jusqu'à un certain point, la resistance au fluage des alliages Mg-Si.
Cette ignorance provient, en grande partie, de la mauvaise rdputation reli6e à
l'addition de Si dans les alliages de Mg. Effectivement, d'aprbs Raynor [30], les
propri6tes mdcaniques des alliages Mg-Si à temperature élev6e arborent une
inf6riorite significative par rapport aux autres alliages de Mg de r6sistances
mécaniques comparables à la temp6rature ambiante (particuli8rement inf6rieurs à
ceux poss6dant des additions d'aluminium et de zinc). D'autre part, Beck [31],
mentionne que la corrosion des alliages augmente avec la teneur en Si et que la
concentration maximale en Si ne devrait pas dépasser 0,1%, tel qu'illustre à la
figure 2.10. Pour sa part, la compagnie Elektron se servit d'un alliage Mg-Si, le
CMSi (1,4%Si) pour des pièces coulées en sable, tel qu'illustr6 à la figure 2.1 1.
Botschwart et Lunew [32], en 1931. étudièrent un alliage Mg-1 3,8%Caw2%Si avec
comme résultat. l'apparition de la phase Mg,Si et de I'eutectique Mg + Mg,Ca.
Malgr6 tout, le haut point de fusion de I'interrnétallique Mg,Si (1085°C) devraÎt
th6onquement favoriser l'utilisation de l'alliage a des températures du même ordre
sinon supérieures à celles des alliages Mg-Th et Mg-Y.
Figure 2.10 Effet de l'augmentation de la teneur en Si sur la résistance
à la corrosion du Mg. (Essai d'eudiornètre) [31].
Figure 2.1 1 Métallographie de l'alliage CMSi coule par moulage au
sable [31].
2.4.1 Diagramme de phase
Le Si, comme Blement d'addition, ne confère qu'une Mgare augmentation de la
resistance mecanique du Mg grâce à un l6ger affinage des grains. Son diagramme
de phase, illustr& à la figure 2.12, demeure relativement simple avec un
interm6tallique à 33% at. Si et deux réactions eutectiques, une à 1,16 % at. et l'autre
& 53 % at. Si. Les températures de fusion pour le Mg et le Si se situent
respectivement à 650 et 141 4°C.
Figure 2.1 2 Diagramme de phase du système Mg-Si [28].
2.4.2 Structure cristalline du Mg et du MsSi
Selon Roberts [26], le Mg liquide solidifie en un cristal de forme hexagonale
compacte avec une augmentation de la densite de 4%. La figure 2.13 illustre la
structure cristalline du Mg pur avec les parambtres de mailles suivants: c = 5,199 kX,
a = 3,202 kX et da = 1,624, où kX = 1,002 A. L'annexe C pr6sente quelques
proprët6s physiques du Mg pur.
Figure 2.13 Le cristal de magnésium: a) structure cristalline;
principaux plans de la zone [12 1 O]; c) principaux plans
la zone [1100]; d) principales directions [26].
Pour les alliages Mg-Si, I'intermetallique Mg,Si possbde une structure cristalline
cubique à faces centrees avec un atome de Si B la position 000 et deux atomes de
1 1 1 3 3 3 Mg à la position - - - et - - - comme le montre la figure 2.14, avec comme 4 4 4 4 4 4
parambtre de maille: a = 0,6338 nm.
Figure 2.14 Structure cristalline de I'intermétallique Mg# [32].
2.4.3 Propriétés physiques
Due à l'infime solubilité du Si dans le Mg, I'interrn6tallique Mg,Si se forme très tôt
(0,003% at.) et possède une très bonne stabilité thermique grâce a sa température
de fusion de 1085°C. De plus, il posshde une densite relativement comparable à
celle du Mg pur et inférieure à celle de l'aluminium (densites de 1,99, 1'74 et
2,70 g/cm3 pour le Mg2Si, le Mg et l'Al, respectivement). Les propri6tés physiques
du Mg2Si se résument à son haut point de fusion (1085OC), une haute dureté
(460 HV,,), une faible densité (1,99 @cm3) et un faible coefficient d'expansion
thermique (7,5 x K'). De plus, le Si diminue le coefficient d'expansion
thermique et la conductivité électrique des alliages Mg-Si, tel qu'illustre au tableau
2.6 et à la figure 2.1 5.
Tableau 2.6 Comparaisons des coefficients d'expansion thermique
moyen des alliages Mg-Si et des alliages Mg-Zn
Figure 2.1 5 Conductivité Blectrique de plusieurs alliages binaires de Mg
à 20°C [31].
2.4.4 Propriétés mécaniques
Selon Beck [31], le Si, toujours pr6sent dans les alliages sous la forme de
Itinterm6talIique Mg2Si, amMore la duret6 et la r6sistance mécanique, mais diminue
la ductilit6 de l'alliage. La composition optimale, selon la figure 2.16 b), se situe Zî
1% Si. Selon Beer et al. 132,331, le module dt6lasticit6 (E) augmente avec une
augmentation de la proportion en Mg,Si et diminue en fonction de l'augmentation
de la temp&ature, tel qu'illustr6 a la figure 2.17. En effet. plus la temperature
augmente, moins l'alliage r6siste au fluage.
Figure 2.16 a) Dureté des alliages Mg-Si en fonction de la teneur en Si;
b) Propriétés mécaniques des alliages Mg-Si en fonction de
la teneur en Si [31].
Figure 2.17 Module de Young de différents alliages Mg-Si en fonction
de la température [33].
2.4.5 Microstructure de l'alliage
Malgré les avantages marqués de la phase interm&aliique, sa morphologie
dendritique, tel qu'illustrée à la figure 2.1 8, désavantage considérablement son
utilisation dans des applications structurales. En effet, la concentration de
contraintes au bout des aiguilles ou plaquettes favorise la formation de
microfissures dans la matrice de Mg. D'ailleurs, à mesure que la proportion de Si
augmente, des dendrites de plus en plus grossières apparaissent le long de l'axe
préférentiel [IO01 et elles dependent fortement, ainsi que la taille des grains, du taux
de refroidissement [32]. Évidemment, la microstructure dendritique diminue la
ductilit6 et accroît la sensibilité à la fissuration des alliages. Additionnellement B la
structure proeutectique, I'eutectique consiste en des phases altemees de Mg et
d'aiguilles de Mg,Si.
Figure 2.18 Structure dendritique d'un alliage Mg-4%Si.
2.4.6 Modification de la morphologie de I'intermétallique Mg,Si
La modification de la structure dendritique s'avère nécessaire afin de conférer à
l'alliage une meilleure résistance mécanique et une meilleure ductilité. De plus, il
faut s'assurer que la nouvelle structure empêchera la migration granulaire à une
température élevée. Whitwharn et Bitran [34] démontrent dans une étude que le
Mg,Si inhibe puissamment la croissance des grains après une opération de filage à
300-350°C (rapport de filage de 1 10). L'opération b h a la structure dendritique et
dispersa finement le Mg,Si dans la matrice de Mg. II semble que les joints de grains
s'accrochent sur les fines particules de Mg,Si, qui elles-mêmes subissent un certain
degré de coalescence lors d'un traitement prolonge de 6 semaines à 550°C
(alliages Mg-1,4%Si et Mg-3,6%Si). En effet, Whihivham et Bitran [34] notèrent que
la taille des grains de l'alliage ne subissait presqu'aucun effet avec une
augmentation de la température, comme le démontre le tableau 2.7.
Beer et al. [32,33] nothent 6galernent qu'un traitement thermique (plusieurs heures
B 500°C) permet la sph6roidisation de la structure lamellaire de I'eutectique sans
toutefois affecter la structure proeutectique.
Tableau 2.7 Taille des grains de differents aliiagrc Mg-Si [34].
Alliages Etat initial Taille des grains aprb six
semaines à 550°C (pm)
Mg-1,4%Si Barre filée (8 mm de 0) 160
Mg-3,6%Si Barre filée (8 mm de 0) 125
Mg-0,5%Zr Barre filde (8 mm de 0) 400
Mg-3,6%Si Barrefilbe(22mmde0) 1 00-200'
Mg-0,5%Zr Barre filde (22 mm de 0) 2000-5000
(') Valeur exceptionnelle, correspondant aux zones pauvres en dispersion Mg,Si.
Évidemment, on ne peut extruder, filer ou forger toutes les pièces de fonderie et
I'addition d'un élément modificateur de morphologie demeure essentielle.
Beer et al. [32,33] essayèrent différents composés, entre autres: I'orthophosphate
de magnésium (Mg,(PO,),), reconnu comme affineur dans les alliages Al-Mg2Si, qui
s'avera sans effet probant. Par contre, l'utilisation du phosphore rouge ('red
phosphonisN) obtint un certain succès en causant la spheroidisation de la phase
Mg2Si proeutectique. Beer et al. expérimentèrent également avec les terres rares,
reconnues pour leur influence positive sur la resistance au fluage à température
Blev6e. L'additon de RE transforma I'intem6tallique e;i une morphologie
octahedrique (plaquettes ou aiguilles) finement dispersdes. Une autre 6tude mende
par Pekgüleryüz et al. [35] a demontre que I'addition de calcium modifie la
morphologie du Mg2Si dans les alliages AS41.
La présente Btude porte sur la modification de la structure dendritique des alliages
Mg-2%Si et Mg-4%Si par I'addition de petites quantites de Ca, lequel demeure
beaucoup moins dispendieux que les terres rares, I'yttrium, l'argent et le thorium. De
plus, les propri6t6s mbaniques à temperature normale et 6lev6e seront mesurdes
afin d'optimiser la teneur ideale en Ca pour les deux diff6rents alliages.
2.5 Analvses particulières
Certaines methodes particuli4wes ont Bt6 utilis6es afin de mieux caractériser les
al1 iages, entres autres les ultrasons et la diffraction->(.
2.5.1 Les ultrasons
Les ultrasons sont des vibrations de la matière condens6e' de même nature que les
sons, dont la fréquence est supérieure au domaine audible pour une oreille
humaine normale. Le domaine des ultrasons s'étend de 16 kHz à 1000 MHz. En
contrôle non-destructif, la plage utilisée est comprise entre 105 kHz et 150 MHz.
La caractérisation des matériaux se fait à l'aide de deux types d'ondes (propagation
des vibrations dans un milieu): les ondes longitudinales et transversales. Les ondes
longitudinales sont Bgalement appelées ondes de compression. Dans ce type
d'onde, la direction de vibration des particules est parallèle au sens de propagation
de l'onde. Les ondes transversales sont aussi appeldes ondes de cisaillement.
Dans ce type d'onde, la direction de vibration est perpendiculaire au sens de
propagation de l'onde. Le palpeur ou transducteur permet d18rnettre et de recevoir
les ondes ultrasoniques. II existe des palpeurs de toutes tailles pour les différents
materiaux. Ils fonctionnent soit par contact ou soit par immersion.
Les propn6t6s Blastiques des materiaux sont trhs bien d6crites par les vitesses de
propagation des ondes ukrasoniques, puisque celles-ci impliquent des
mouvements vibratoires de trhs faible amplitude de la matiare, donc compris dans le
domaine Blastique des mat6n'aux [36]. Les 6quations 2.2, 2.3 et 2.4 permettent la
d6temination du coefficient de Poisson "pu, le module de cisaillement 'G ' en Pa, et
le module d'6lasticité "En en Pa et "p' la densite du matBriau en 4/cm3. La vitesse
transversale et la vitesse longitudinale sont repr6sent6es par Ç et CL (en mls),
respectivement [37l.
2.5.2 Identification des structures cristallines par diffraction-X
Fondamentalement, les électrons d'un atome, lorsqu'ils sont irradies par une onde
Blectromagnétique tel que des rayons-X, r66rnettent dans toutes les directions une
onde Olectromagnétique de même longueur d'onde et d'intensité d6croissant avec
la grandeur de l'angle par rapport au faisceau incident. Par la disposition réguliere
et répétitive des atomes dans une structure bien organis6e, telle une structure
cristalline, ainsi que par le fait que cette longueur d'onde est de l'ordre de grandeur
de la distance interatornique, il se produit des interferences, additives ou
soustractives selon l'orientation, attribuables la difference de parcours de l'onde
r66mise d'un atome à l'autre. Ces interf6rences s'additionnent et donnent lieu, à
grande distance, à la formation d'un spectre discontinu et discret de raies
diffract6es dont le nombre, I'intensit6 et la position angulaire par rapport au
faisceau incident est caractéristique et unique & la structure parüculiere sous
observation.
De façon plus synthétique, globale et imagde, on pourrait, par analogie avec un
faisceau lumineux, considerer que les différents plans cristallins, analogues a des miroirs, réfléchissent la radiation dans des directions singulières et uniques qui
dependent de la longueur d'onde et de la distance inter-rhticulaire de la famille de
plans considdr6s par la relation
où n = ordre de diffraction
k = longueur d'onde
d = distance entre les plans
O = Angle d'incidence entre le
faisceau incident et le plan
On obtient ainsi un patron de diffraction qui est caractéristique de la structure du
cristal Btudi6, tant par la nature particulière des atomes qui constituent la maille
élémentaire que par leur disposition spatiale particulière dans ce r6seau. Ce patron
de diffraction forme en quelque sorte son a empreinte digitale et permet
d'identifier de façon certaine la substance obsenke.
Inversement, donc, en enregistrant et en analysant le patron de diffraction d'une
structure inconnue, on peut, par différentes techniques qu'il serait trop long
d'élaborer ici dans le ddtail, retracer et préciser la st~cture sous observation: type
de &eau cristallin, dimension de maille, agencement des atomes, etc. Par une
analyse plus systematique de la position des raies, leur deplacement par rapport a
la position theonque et leur 6talement plus ou moins large, on peut en deduire
Bgalement des connaissances sur la dimension même des cristallites constluants
ainsi que des efforts élastiques internes résiduels qui ddfomient la maille.
Méthode expérimentale
3.1 Matières premières
La matière première servant à la fabrication des alliages Mg-Si se compose comme
suit: de lingots de Mg pur coulés par Norsk Hydro et offerts gracieusement par
l'Institut de la Technologie du Mg (ITM) situe à Sainte-Foy, de Si de pureté
commerciale, gracieusete de SKW situé à Bécancour et d'un alliage Mg-35%Ca,
gracieusete de Timrninco Metals situé a Haley. L'annexe D présente les
compositions chimiques des matières premières.
3.2 Tv~es de four
Les premiers essais ont début8 à I'ITM en utilisant un petit four tubulaire modifié
ayant une capacitb maximale de 500 g de Mg et une temperature maximale
d'opération de 820°C. Malheureusement, cette température se situait à un niveau
nettement inférieur à la température de coulée que nous nous étions fixée pour nos
alliages Mg-Si (900-960°C). Par la suite, des essais ont été entrepris avec un four
modifié, servant auparavant comme bain de sels, qui n'a permis d'atteindre qu'une
température insuffisante de 860°C. Devant ces insuccès, la construction d'un
nouveau four s'est imposée afin de répondre à ce besoin élevé en température.
La sélection d'un four de type a résistance électrique, plutôt qu'un four induction,
s'explique par des raisons de protection gazeuse et de stabilité du bain liquide. En
effet, le gaz de protection CO40,5%SF6 forme un film d'oxyde protecteur a la surface
du bain liquide qui protège le Mg contre une réaction très exothermique avec l'air
ambiant. De plus, la stabilité du bain liquide fait en sorte que le film d'oxyde, ainsi
crée, ne se mélangera pas avec le métal liquide. Au contraire, la turbulence
engendrée par l'induction entraîne les oxydes fraîchement formés à travers le
liquide qui resteront emprisonnés dans la pièce après la solidification. La figure 3.1
montre le four à résistance électrique qui a été construit avec un élément de type
CRFC-612/240 de la compagnie Omega et possédant une puissance de 2700 W.
Figure 3.1 Four a résistance électrique senrant
alliages Mg-Si.
au développement des
37
Les équations thermodynamiques 3.1, 3.2 et 3.3 ont permis de déterminer la
puissance minimale requise de l'élément radiant pour chauffer un kilogramme de
l'alliage Mg-2%Si a 1000°C en 1 heure. Les valeurs de Cp proviennent de la table
C de Kubaschewski [38] et, pour pallier aux pertes énergétiques reliées au système
de chauffage (four, creuset, effet cheminée, etc.), un rendement de 20% requiert une
énergie totale de 2275 W, comblée sans difficultés par la puissance de 2700 W de
l'élément.
La figure 3.2 présente les dimensions de l'élément radiant fabriqué en fer-chrome-
aluminium et permettant une température maximale d'opération de 11 00°C.
Figure 3.2 Représentation schématique de l'élément chauffant avec
comme dimensions: A = 30,5 cm, B = 25,4 cm et C = 15,2
cm.
3.3 Tvpes de creuset
Les creusets en acier doux, couramment utilisés dans la fabrication des alliages de
Mg, ne réagissent chimiquement que très peu avec le Mg liquide. La contamination
par le fer se contrôle très bien par l'ajout de manganèse dans les alliages contenant
de l'aluminium, comme dans le cas du AZ91. Par contre, ces creusets se
décalaminent rapidement à des températures élevées et deviennent une source de
contamination importante en fer pour le Mg et augmentent, malencontreusement, le
fisque d'incendie si le Mg vient en contact, d'une manière ou d'une autre, avec la
calamine à des températures aussi élevées que 90U°C. Pour pallier a ce problème,
une plaque d'acier inoxydable 430 de la compagnie Skorr Steel Co. située à
Brooklyn, NY et possédant les dimensions suivantes: 122 cm par 61 cm par
4,75 mm, a été commandée et roulée en tube de 11,45 cm de diamètre par
15,25 cm de long par la compagnie Stel-Bec, Itée. située à Montréal. L'acier
inoxydable 430 se compose typiquement de 0,12%C, 16-1 8%Cr et 0,75%Ni. Le Ni,
élément indésirable. se doit d'être à un niveau très bas puisqu'il diffuse aisément
dans le Mg. Ce nouveau creuset, tel qu'illustré à la figure 3.3, ne s'oxyde que très
légèrement et la quantité de fer en solution dans le Mg liquide se voit grandement
réduite.
Figure 3.3 Creuset en acier inoxydable 430.
3.4 T v ~ e de protection
La protection gazeuse utilis6e lors de cette experimentation consiste
essentiellement en une protection de type COJO,S%SF,. Ce gaz, pr6m6lang8,
provient de deux compagnies, la compagnie Prodair Canada dans un premier
temps et la compagnie Praxair dans un deuxibme temps, 18Universit6 ayant dû
changer de fournisseur officiel pendant I'exp6rimentatÏon. Ce changement n'affecta
en rien Ifexp6rimentation. Un debit aussi Blev6 que de 2,2 litres/minute a Bt6 rendu
necessaire par la temp6rature Blevee dtop6ration (900-960°C). Avec un plus faible
débit, le Mg tend a rdagir avec l'oxygène de l'air ambiant. Malheureusement, il
existe quelques inconv6nients avec le SF, puisque, à forte concentration, il attaque
le fer ce qui d6teriore l'intérieur du creuset, accelerant ainsi son remplacement
Bventuel. Une autre reaction possible est celle entre le SF, et le Si selon les
6quations 3.4 et 3.5. Les produits de ces deux r6actions n'endommagent pas le
materiel en soit, mais peuvent causer des irritations au niveau des voies
respiratoires si absorbes en trop grandes quantites.
3.5 Tvpes de thermocouples
Deux types de thennocouple ont servi durant I'exp&imentation, tout d'abord un
thermocouple KQSS-18 (G)-18 de type K afin de deteminer la temperature du bain
liquide et ensuite un thermocouple 304-K-MO-040 de type K pour mesurer les
différents taux de refroidissement des alliages. Les deux types de thennocoupies
proviennent de la compagnie Omega. Le thermocouple KQSS-18 (G), soude à la
gaine m6tallique (G pour 'groundeda), permet une lecture plus pr6cise de la
temperature sans toutefois endommager le fil thermocouple (gaine m6taIlique de
3.2 mm de diamhtre, le diamètre de fil n'est pas pr6cis6). Le thermocouple
304-K-MO-040 posshde un petit diambtre de fil (0,25 mm de diamhtre), ce qui
permet une lecture trbs pr6cise et un temps de r6ponse plus rapide lorsque soumis
à une variation de temperature.
3.6 Fusion des alliaaes
La proc6dure pour fabriquer les alliages Mg-2%Si ou Mg-4%Si demeure
relativement simple, mais comporte certains risques associds à la cinétique et à
l'énergie degagde par la r6action magnésium-oxyghne à haute tempgrature.
3.6.1 Fusion des lingots de Mg
L'étape la plus simple consiste préparer les lingots de Mg pur en petits cubes
d'environ 500 g chacun. Un four de maintien, sans particularités précises, convient
parfaitement au préchauffage des lingots jusqu'à une temperature d'environ 500°C,
les libérant ainsi de l'humidité qu'ils pourraient contenir. En fait, tous les instruments
qui entrent, d'une façon ou d'une autre, en contact avec le Mg liquide doivent être
chauffes au prealable ti une temperature superieure à 150-200°C. Le creuset en
acier inoxydable, pr6alablement nettoyd mecaniquement ou chimiquement (A l'aide
d'une solution d'acide sulfurique à 4%). contient les morceaux de Mg. Le creuset est
place dans le four dont la temp6rature augmente selon un programme déjà Btabli
ou selon un contrôle manuel. À mesure que le Mg fusionne (650°C), des morceaux
de lingots sont ajoutes jusqu'a l'obtention de la masse d6sir6e (environ 2,5 kg).
3.6.2 Application du gaz de protection
Capplication du gaz de protection C0J0,5%SF8 se fait peu avant l'atteinte de la
temperature de fusion, c'est-à-dire h environ 550°C' et avec un debit minimum de
400 mumin. Ce debit augmente jusqu'a 2,2 Vmin. à mesure que la temperature
d'opération augmente. Par exemple, B 900°C le debit de gaz atteint environ
1,s Vmin. et plafonne à 2,2 Vmin. à 960°C. Ces mesures extrêmes, lorsque
compar6es aux methodes usuelles, éliminent le risque de r6action violente du Mg
avec l'oxygène omniprésent autour du creuset en acier inoxydable.
Introduction du silicium
Lintroduction du Si dans le bain liquide de Mg constitue une étape difficile. En effet,
il semble que la méthode d'introduction du Si, la taille des morceaux et le temps de
dissolution s'avèrent déterminants. Lors des premibres coulées, l'analyse par la
méthode ICP ("Induction Coupling Plasma") du Si s'avbra très décevante, des
erreurs de plus de 75%, par rapport aux valeurs visdes, ont Bte constatées. Cette
observation nous a amené à douter de la méthode d'analyse. Nous avons donc eu
recours à la gravimétrie, selon la nome ASTM E 35 [39], pour fins de vérification.
Cette méthode alternative s'est montr6e efficace et reproductible. Effectivement,
après quelques comparaisons, force fut d'admettre que la methode d'introduction et
d'échantillonnage s'av6rait inefficace et ne permettrait jamais d'atteindre les teneurs
visdes en Si, ce qui força le développement d'une methode d'introduction,
d'échantillonnage et d'analyse particulibre au Si. La méthode d'analyse est
prtkentee à la section 3.7.
3.6.3.1 Méthode d'introduction du Si
La température élevée de fusion du Si (141 4°C) ne facilite pas sa dissolution dans
le Mg liquide (650°C). De plus, le Si se retrouve rapidement dans le fond du creuset
à cause de sa densité plus élevée. Une fois au fond, le Si se mélange aux
impuretés et oxydes ("sludge") qui y gisent et ne passe plus en solution, même si le
temps de dissolution est augmenté. Pour pallier à ce problème, une cage constitué
d'un grillage d'acier galvanise commercial ayant une ouverture de maille de
5,15 mm (4 mesh), comme illustré à la figure 3.4, a été spécialement fabriquée.
Cette cage est plongée dans le bain liquide à mi-hauteur afin d'éviter le contact
avec la "sludge" accumulée au fond du creuset. Les morceaux de Si ont été au
préalable enveloppés d'une feuille mince d'aluminium afin d'éviter la fuite des plus
petits morceaux à travers les mailles.
Figure 3.4 Introduction de la cage contenant le silicium.
3.6.3.2 Taille du silicium
Plusieurs grosseurs de morceaux de Si ont été essayés, la taille variant de 25,4 mm
à 6 mm. Les grosses particules ne se dissolvent que partiellement après une heure
de maintien à 900°C, tandis que celles de 6 mm le sont complètement, que ce soit
pour les alliages Mg-2%Si ou pour les alliages Mg-4%Si.
3.6.3.3 Temps de dissolution et taux de récupération
Nous avons opté pour un temps de dissolution constant d'une heure a 900°C dans
tous les cas, de façon à écarter une possible sur-contamination par le fer. Un temps
plus long pour des particules de 6 mm de diamètre ne donne pas une meilleure
dissolution du Si. En effet, il semble qu'une partie du Si contenu dans la cage va
tout de même atteindre le fond du creuset et ne passera pas en solution, ce qui
résulte en des taux de récupération constants et reproductibles de 70% pour le S i
d'une coulée à l'autre. La cage est retirée après une heure de dissohtion, comme le
démontre la figure 3.5.
Figure 3.5 Extirpation de la cage contenant le silicium après une heure
de dissolution à 900°C.
3.6.3.4 Échantillonage pour l'analyse de la teneur en
silicium
La méthode d'échantillonnage est fort simple. II suffit de couler un échantillon qui
sera refroidi rapidement dans un moule de cuivre. Les dimensions de I'echantillon
sont les suivantes: 12 mm d'épaisseur par 42 mm de diamètre. Cette façon de faire
permet d'avoir un échantillon de métal solide qui est homogène, c'est-à-dire, sans
aucune ségrégation du Si, ce qui altèrerait l'analyse chimique.
3.6.4 Addition du Ca
Le calcium est introduit dans le métal liquide (900°C) sous la forme d'un alliage-
mère Mg-35%Ca, réduit en particules de 6 mm de diamètre. L'addition se fait sans
difficulté 15 minutes avant la coulée, comme le démontre la figure 3.6, et des taux
de récupération de l'ordre de 90% ont été obtenus de façon reproductible.
Figure 3.6 Introduction du Ca dans le bain de Mg liquide.
3.6.5 Temperature de coulée
La temperature de coul6e a varie entre 900 et 960°C d'un alliage B un autre. Le
choix de cette temperature dependait essentiellement de la Nuidit4 de l'alliage. En
effet, un alliage Mg-2%Si possède une fluidit6 moyenne qui permet une coulee à
des temp6ratures de I'ordre de 900-910°C. Plus la teneur en calcium est 6lev6e,
plus la fuidit6 de l'alliage augmente, ce qui permet une temperature de coulee plus
faible. Le même phénomène se produit avec les alliages Mg-4%Si. Par contre, il
faut atteindre des températures de l'ordre de 950-960°C, et même plus, pour couler
ces alliages peu fluides.
3.6.6 Types de moules
DiffBrents types de moules ont 6t6 essayés avant que le choix ne se fixe sur le
moule Stahl. Entre-autres, deux petites lingotières, l'une en sable et l'autre en
metal, ne permettaient pas une assez bonne reproductibilité de la mesure de
propriétés m6caniques et furent donc rejetées. Un autre moule permettant la
mesure du taux de refroidissement a ét6 conçu, mais il ne permettait pas la mesure
des propriet6s mécaniques. Des plaques moulées en sable ont également été
coul6es1 ces plaques d'une dimension de 6 cm de longueur par 4 cm de largeur et
de 5 mm d'épaisseur, peuvent être facilement coul6es si une couche de protection
est appliquee sur le moule et sur la descente de coul6e, bvitant ainsi la reaction
entre le Mg et le sable (Si%) du moule. Plusieurs couches ont Bte appliquées
efficacement sur le moule, mais la descente de coul6e s'avére un problème
(manque d'adhésion) qui pourrait être possiblement reg16 par l'utilisation d'une
descente de coulée en céramique. Le moule m6tallique Stahl, tel qu'illustr4 à la
figure 3.7 s'est avér6 le plus simple d'utilisation.
Figure 3.7 Moule métallique de la compagnie Stahl.
3.6.6.1 Le moule Stahl
Le moule de la compagnie Stahl est fabriqué selon la norme ASTM B 108 [40] et
permet de couler en source deux éprouvettes de traction de 200 mm de longueur
avec une section réduite de 50 mm de long par 2,8 mm de diamètre. Ce moule a été
initialement développé pour les alliages d'aluminium mais est aussi accepté pour
les alliages de Mg.
3.6.7 Préparation du moule
Le moule est préchauffe à une température de 250°C à I'aide d'un système spécial
de torches alimentées au propane, comme illustré à la figure 3.8. Une fois la
température atteinte, un revêtement de TiO, à base d'eau (avec un liant au silicate
de sodium) est projeté manuellement sur les faces chaudes du moule à l'aide d'un
fusil à air comprimé. Entre chaque couche, une période d'attente de quelques
secondes est observée afin de permettre à l'eau de s'évaporer et au moule de
reprendre une température uniforme. En effet, si l'application des couches
successives est faite trop rapidement, des croûtes de T i 4 se détachent de la
surface du moule et altèrent le fini de surface de la pièce qui y sera coulée. Ces
couches ne servent que d'apprêt parce que leur résistance à l'attaque par le Mg
liquide est plutôt faible aux températures de coulée utilisées. Par contre, le liant au
silicate de sodium présente une très bonne adhérence sur les surface métalliques,
ce qui n'est pas le cas du revêtement final.
La deuxième étape consiste en l'application d'un revêtement de nitrure de bore à
base d'eau (23% BN, 74% eau) qui a la particularité d'être stable chimiquement à
haute température, ce qui n'est pas le cas du liant de silicate de sodium. De plus, le
nitrure de bore ne mouille pas le Mg liquide et donne une surface lisse lorsqu'il est
appliqué à l'aide d'un fusil à air comprimé. La procédure d'application, tel
qu'illustrée à la figure 3.9, est la même que pour la couche d'apprêt.
Figure 3.8 Préchauffage du moule Stahl à l'aide de torches au
propane.
Figure 3.9 Application du revêtement de nitrure de bore sur le moule
métallique.
Une fois le revêtement final applique, il faut enlever les deux revêtements dans la
partie réduite de l'échantillon de traction. Cette façon de faire permet un
solidification dirigée lorsque le méta! pénètre dans la cavité. En effet, les
observations aux rayons-X. faites sur un radioscope Philips MCRS-2000 (Source
MNC-167, 160 kV, 18.5 mA. et point focal de O,:! mm), ont démontré que les
échantillons ne contenaient pas de macroporosités lorsque la solidification était
dirigée, de la section réduite vers les sections servant au mordage. Ainsi, il faut
enlever le revêtement soigneusement sans endommager l'empreinte du moule.
Pour ce faire, l'emploi de brosses en laiton convient parfaitement. Idéalement, il
faudrait placer la section réduite d'une éprouvette de traction dans le moule avant
l'application des revêtements, ce qui éviterait l'utilisation de brosse de laiton, mais
cette méthode ne se prêtait pas bien au moule fourni gracieusement par I'ITM.
II faut préchauffer à nouveau le moule métallique de 20 à 40 minutes avant la
coulée afin de réduire l'écart entre la température de coulée et la température du
moule. Selon la fluidité de l'alliage, la température du moule variera de 350 à
425°C. Pour un alliage Mg-4%Si. ayant une fluidité plus faible, la température de
préchauffage sera de 400 à 425"C, tandis qu'un alliage Mg-2%Si-0,8%Ca sera
seulement de 350°C. La température de 425°C constitue le maximum que permet le
système de prdchauffage utilise, un temps d'environ une heure Btant necessaire
pour atteindre ce niveau elev6, tandis que 20 minutes seulement sont requises pour
atteindre 350°C.
3.6.8 La coulee
La couMe d'une piece en alliage AZ91 est relativement facile en soit, la temperature
de coul6e est d'environ 760°C et le metal est relativement stable lorsqu'il entre en
contact avec l'oxygène, c'est-à-dire que le métal liquide lorsqu'il tombe sur des
parois froides a de fortes chances de se solidifier avant de réagir avec l'oxygène de
I'air ambiant, ce qui est tout à fait le contraire avec les alliages Mg-Si coules à
temperature élevée. En effet, à une température de 960°C. tout contact avec I'air
ambiant se traduit par un feu violent de Mg. Dans un premier temps, il faut
augmenter le débit de C0J0,5%SF6 à 2,2Vmin. ce qui permet de stabiliser toutes
reactions exothermiques qui pourraient sunrenir lors du deplacement du creuset
rempli de Mg liquide vers le moule. Dans un deuxième temps, il faut couler le plus
rapidement possible, en gardant la descente de coulée pleine, sans deborder du
moule comme le démontre la figure 3.10. Une fois le moule rempli, il faut sunreiller
tout incendie qui pourrait survenir sur la partie supérieure de la descente de coulée
ou des masselottes et I'eteindre avec une quantité importante de sable de silice. Si
le sable ne suffit pas à l'éteindre, l'extincteur chimique pour métaux inflammables
est utilisb.
Figure 3.1 0 a) Transport du métal
gazeuse; b) Coulée
métallique.
liquide vers le moule avec protection
du Mg liquide dans le moule
Pour les alliages Mg-2%Si, la coulee s'est faite par la descente de coulée mais pour
les alliages Mg-4%Si, la coulee s'est faite par une des masselottes. En effet, la
descente de coulée, très étroite, ne permettait pas la coulée d'alliages peu fluides
comme le Mg-4%Si, et ce même si la température de préchauffage du moule et de
la température de coulée étaient augmentees. Le métal liquide solidifiait avant
même de se rendre dans les empreintes des éprouvettes de traction. Comme il était
impossible de modifier le design de ce moule, une coulée par la masselotte
permettait de couler ces alliages peu fluides. Des radioscopies ont été effectuées
sur toutes les sections réduites des pièces ainsi coulées et n'ont démontre aucune
macroporosité. Cette façon de procéder est peu orthodoxe, mais sans cette
méthode, les alliages Mg-4%Si n'auraient pu être coulés et ce, même si le Ca
améliorait la fluidité de ces alliages. Pour démontrer la difficulté, des briques
réfractaires ont été placées sous le moule afin de freiner l'échange de chaleur entre
le moule et la table métallique sur lequel il était déposé afin de permettre la coulée
des alliages Mg-4%Si.
Une fois la ou les coulée(s) termin4e(s), le creuset est d6pos6 dans le four
Blectrique et on laisse brûler le restant de Mg qui se transformera en MgO. Cette
façon de faire facilite le nettoyage ult6rieur du creuset. La pièce est d6moulée de 10
h 15 minutes après la coulée.
3.7 Analyse chimique des alliaaes
Au tout début de Itexp6rimentation, l'analyse chimique du Si a présenté de
nombreux problèmes. En effet, le Si demeure un el6ment difficile à analyser et il faut
lui apporter des attentions très particulières, telles que celles présent6es plus tôt
aux sections 3.6.3.1 à 3.6.3.4.
Une fois le coupon coule dans le moule de cuivre, il faut prélever, B l'aide d'un forêt
en carbure de tungstène préalablement nettoy6 dans une solution d'acide
sulfurique a 4%, des copeaux de magnésium. II faut éviter la partie centrale et les
rebords de l'échantillon qui pourraient avoir été sujet à une certaine segregation ou
a un effet de peau qui risqueraient de fausser en quelque sorte I'analyse chimique.
Les copeaux sont ensuite analyses par ICP.
Les résultats de la validation de la méthode d'échantillonnage développée pour
l'analyse de la teneur en Si par gravimétrie apparaissent au tableau 3.1. Ainsi, les
6chantillons dont le numéro de coulée est inférieur à EM-27, ont 6té rejet& puisque
la méthode dUchantillonnage n'était pas alors adéquate. En effet, des différences
de plus de 75% ont été observées entre la valeur r6elle et la valeur vis& eVou la
teneur obtenue par gravimétrie. Par contre, ceux ayant un num6ro de coul6e
sup6rieur a EM-27 (inclusivement) et échantillonnes par la methode du moule de
cuivre, présentent des différences sur la teneur en Si de moins de 10%. Par
consQuent, toutes les analyses subséquentes ont Bté effectu6es par la méthode
ICP. La gravimétrie prenait beaucoup de temps (trois jours par analyse)
comparativement au ICP (quelques heures). Les resuttats de l'analyse chimique par
ICP, effectu6e pour chacun des 6lements suivants: Al, Be, Ca, Cu, Fe, Mn, Ni, Si et
Zn, se retrouvent à la section 4.
Tableau 3.1 Comparaison des deux méthodes d'analyses utilisees
pour déterminer la teneur en Si (en % poids).
Echantillon de contrôle ASTM E 35 ICP
3.8 Essais mécaniques
Les essais mécaniques ont été effectués sur une machine de marque Instron
modèle lT -D et une machine Satec T20000, les deux d'une capacité de 100 kN et
équipées d'un extensometre de 50 mm. Les essais ont et6 effectués selon la norme
ASTM B 557M avec une vitesse de 0,10 min.-' (5'08 mrn/min.) et de 0'08 min.-'
(4,1 mmlmin.) respectivement pour I'lnstron et la Satec. Les essais mécaniques sur
les éprouvettes EM-XX jusqu'à EM-ZZ ont été effectués sur la machine Instron,
tandis que les autres ont été effectués sur la machine de Satec. La Satec est une
machine de traction &ente et elle possède un logiciel informatique permettant le
calcul de la limite élastique, de la limite ultime. de l'allongement et du module
d'élasticité (module de Young). De plus, le logiciel enregistre les données
contrainte-allongement à toutes les demi-secondes, permettant ainsi une analyse
plus approfondie de la courbe à l'aide d'un chiffrier électronique.
Les éprouvettes de traction, tel qu'illustrées a la figure 3.1 1, sont 6tirees dans leur
état brut de coulée. Un leger surfaçage a été effectué afin d'éliminer les
imperfections superficielles qui auraient pu causer une rupture prématurée de la
pièce. Les éprouvettes sont identifiées de la façon suivante, comme par exemple:
EM62-0, qui indique que l'échantillon provient de fa fusion expérimentale (E)
numéro 62, que la coulée a été effectuée dans un moule métallique (M) et que
l'échantillon est le quatrième coulé (D). Toutes les éprouvettes tractionnées ont été
observées, préalablement, aux rayons->( à I'ITM. Les facies de rupture ont été
observés au microscope électronique à balayage (MEB), en I'occurence un modèle
JE01 840.
Figure 3.1 1 Éprouvettes de traction telles que démoulées du moule
StahI.
3.9 Détermination du module d'élasticité
La détermination du module d'élasticité, ou de Young, s'est faite a l'aide de la
technique des ultrasons basée sur la vitesse acoustique. Un palpeur longitudinal
(Ultran WC50-5 MHz) et un palpeur transversal (SWC50-5 MHz) ont été utilisés
pour mesurer les ondes longitudinales et transversales, respectivement. Les
mesures ont et6 faites A l'aide d'un oscilloscope Tektronix 2232. La densite de
chaque 6chantillon a Bt6 mesurée par la methode de la pouss6e d'Archirn8de
(pesde de la piece dans l'air et dans l'eau).
3.1 0 Analyse métallo
Des m6tallographies ont 616 efectuees sur les 6chantillons de chaque c o u k en
suivant les 6tapes de polissage suivantes: papier S C 400 mailles, 600 mailles, et
avec une suspension aqueuse au diamant de 6 jm, 1 pm, 1/4 pm et 1/8 (un. Les
6chantillons ont Bte observes au microscope optique sur un m6tallographe de type
LEC0 300.
3.1 1 Analvse d'imaaes
Certains dchantillons (voir à la section 4.3) ont Bt6 obsew6s à l'aide d'un système
de m6tallographie quantitative comprenant un m6tallographe Nikkon Epiphot
Bquip4 d'une platine motorisée couplée à un logiciel Clemex Vision version
2.2.045, afin d'évaluer le pourcentage de chacune des phases et des d6fauts
ponctuels (Mg,Si, MgSiCa, porosités et inclusions), par rapport B la matrice (Mg)
ainsi que les dimensions de chacune des phases et d6fauts.
Certains Bchantillons ont et6 analys& par diffraction4 afin de d6terminer les
phases prbsentes dans l'alliage. Ces analyses ont et6 effectuees sur un
diffractometre Siemens D5000, Theta-Theta, 40 kV, 30 mA, fentes 1;1;0,6 mm avec
type de compteur h scintillation, monochromateur LiF. Les r6sultats ont 6t6 analyses
avec le logiciel Jade (.MDI) version 2+ et accès à la banque de donnees des
spectres de rayons->< JCPDE.
Résultats et discussion
4.1 Analvsechimiquedesalliaaes
Le tableau 4.1 presente les résultats de l'analyse chimique pour tous les alliages
exp6rimentaux Mg-Si. Tel que mentionne pr6c6demment à la section 3.7, la
méthode d'échantillonnage des éprouvettes de traction, dont le num6ro de coul6e
est inferieur a EM-27, s'est avérée inadéquate, et qui a force leur rejet. Par contre,
l'analyse chimique rigoureuse des autres éprouvettes permet une Bvaluation juste
des propri6t6s mécaniques, ainsi qu'une classification selon leur teneur en Si et en
Ca. Par exemple, la lettre A signifie que les Bprouvettes representent l'alliage
Mg-2%Si-O%Ca, B l'alliage Mg-2%SiW0,2%Ca, etc ..., comme le demontre le
tableau 4.2.
Tableau 4.1 Analyses chimiques (en % poids) des differentes coul6es
expérimentales obtenues par la methode ICP 'Induction
Coupling Plasma' .
Tableau 4.2 Nomenclature des alliages exp6rimentaux Mg-Si.
Alliage composition S 1 Ca A i Zn
A Mg-2%Si-O%Ca 2,04 0,03 0,04 0,30
B Mg-2%Si-0,2%Ca 1,81 0,20 0,06 0,32
C Mg-2%Si-0,5%Ca 2,01 0,51 0.04 0,29
D Mg-2%Si-0,8%Ca 1,89 a77 0,06 0,26
E Mg-2%Si-1,6%Ca 1,844 1,66 0,07 0,26
F Mg-2%Si-2,6%Ca 1,98 2,58 0,07 0,46
G Mg-4%Si-O%Ca 4,OO 0,02 0,06 0,29
H Mg-4%Si-O,15%Ca 3.51 0'15 0,02 0,27
1 Mg-4%Si-0,2%Ca 4,07 0,21 0,06 0,49
J Mg-4%Si-0,4%Ca 3,89 0,41 0,07 0,32
K Mg-4%Si-O,B%Ca 4,OO 0,76 0,05 0,37
L Mg-4%Si-1,6%Ca 3,96 1,64 0,05 0,24
Environ 6 Bl6ments constituent une source significative de contamination de nos
alliages expérimentaux Mg-Si, soient: Cu, Ni, Al, Fe, Zn et Cr. Le cuivre provient du
moule de cuivre qui sert d'échantilfonneur pour fin d'analyse chimique. Ainsi, la
teneur en Cu demeure relativement basse (c 20 ppm) pour les alliages EM-04
jusqutà EM-11, inclusivement (le moule de Cu n'ayant pas ét6 utilise), tandis qu'il
atteint jusqu'à 40 pprn pour les échantillons subséquents. Le Ni provient en grande
partie du creuset en acier inoxydable dont l'utilisation commence avec I'alliage
EM-27. La contamination par l'aluminium trouve son origine dans le feuillard
d'aluminium qui sert d'enveloppe pour les particules de Si broydes (6 mm de
diamètre en moyenne) qui risqueraient autrement de fuir à travers la cage. Le
feuillard se dissout complètement dans le magnésium liquide. Le Fe qui s'accumule
dans l'alliage liquide provient de trois sources: des matibres premieres (0,025% et
0,34% de Fe dans le lingot de Mg et celui de Si, respectivement), du creuset en
acier inoxydable et de la cage sewant à introduire le Si. La source majeure est
probablement la cage d'introduction du silicium puisque, lors de son extirpation
(aprhs une heure de maintien à 900*C), certains morceaux avaient disparu et
s'&aient probablement dissous. L'emploi de Mn pour reduire le fer en solution se
demontrerait inefficace puisque c'est la sedimentation des précipites Fe-AI-Mn qui
rend possible la d6contarnination du Fe par l'Al, comme c'est le cas dans les
alliages AI-Zn-Mn. Dans notre cas, l'absence d'Al comme 6lbrnent d'alliage rend
donc inutile le recours au Mn pour le contrôle de la teneur en Fe. La contamination
par le Zn résulte exclusivement de la cage contenant le silicium puisque celle-ci est
fabriquée d'acier galvanis6. Cette source de contamination pourrait facilement être
éliminée par une attaque chimique avec un acide faible de la cage au prdalable. Le
Cr, provenant du creuset, contamine sûrement l'alliage mais aucune analyse de cet
élément n'a et6 effectuée.
4.2 Microstructures
La microstructure des alliages Mg-2%Si est présentde a la figure 4.1. L'alliage
Mg-2%Si se compose principalement de I'intenétallique Mg& sous une forme
proeutectique (grosses particules) et sous la forme d'un eutectique avec le Mg (fines
lamelles), le tout dans une matrice de Mg, comme illustre a la figure 4.la. L'addition
d'une petite quantité de Ca suffit à modifier la morphologie de la structure
proeutectique en de petites particules rondes de Mg,Si finement dispersées à
travers la matrice de Mg, comme le démontre la figure 4.lb. Par contre, une
augmentation de la teneur en Ca favorise une certaine coalescence de
I'intennétallique, tel que présente aux figures 4.lc et d. À notre grande surprise, une
nouvelle phase commence à apparaître lorsque la teneur en Ca atteint environ
0,8%Ca dans les alliages Mg-2%Si. Cette phase métallique a BtB identifiée comme
étant une phase temaire MgSiCa, tel qu'illustr6e à la figure 4.1 d. Ce sujet sera trait6
à la section 4.4. A notre connaissance, c'est la première fois que cette phase
apparaît dans les alliages de Mg. Les figures 4.le et f montrent que la phase
ternaire MgSiCa (aiguilles) prédomine et que la phase intemétallique
proeutectique Mg,Si a complètement disparu. Par contre, I'eutectique consiste
toujours en de fines lamelles de Mg,Si.
(a) O,O%Ca (b) 0,2% Ca
(c) 0,5%Ca (d) 0,8%Ca
(e) l,6%Ca (f) 2,6%Ca
Figure 4.1 Microstructures des alliages MgP%Si en fonction de la
teneur en Ca.
La microstructure des alliages Mg-4%Si est encore plus frappante que celle des
alliages Mg-2%Si. Effectivement, I'intermetallique Mg,Si se présente sous une
forme dendritique, tel qu'illustre à la figure 4.2a.
(a) O,O%Ca (b) 0,15%Ca
(c) 0,2%Ca (d) 0,4%Ca
(e) 0,8%Ca (9 l16%Ca
Figure 4.2 Microstructures des alliages Mg4%Si en fonction de la
teneur en Ca.
Ces dendrites se voient peu B peu modifiées par l'addition de Ca comme le
demontrent les figures 4.2b et c pour &entuellement prendre la forme de particules
rondes finement distribuhs à travers la matrice tel qu1il1ustr6 h la figure 4.2d.
Comme pour les alliages Mgw2%Si, il y a coalescence d6mesuree de
PintermBtallique avec une augmentation de la teneur en Ca, tel que revt5lt5 par les
figures 4-26 et f. À nouveau, la phase ternaire MgSiCa se manifeste une teneur en
Ca d'environ 0.8%. L'observation rn6tallographique laisse présager que la
composition idéale pour ces deux types d'alliages, du point de vue des propfi6t6s
mécaniques, semble se situer aux environs de 0,2%Ca et 0,4%Ca pour les alliages
Mg-2%Si et Mg4%Si, respectivement.
4.3 Métalloaraphie quantitative
Les résultats d'une analyse quantitative de la microstructure de tous les alliages
expérimentaux (A à L) sont présentés au tableau 4.3. Quatre différents types de
mesures ont Bt6 effectuds, entre autres : la surface occupée, le diamètre sphérique,
le diamètre interne et le pourcentage de porosité/inclusion.
La surface occupée consiste à additionner le nombre de pixels a l'intérieur d'un
objet, en l'occurrence: le Mg,Si, le MgSiCa ou les porosites/inclusions. Le diamètre
sph8rÏque se définit comme la valeur moyenne de la corde multipli6e par 1,27324
puis muHipli6e par 1,2247, ce qui estime l'objet comme Btant une sphère. Le
diamètre interne, quant a lui, évalue le diamètre du plus grand cercle que peut
contenir l'objet. Le nombre de champs couverts se chiffre à 144. ce qui représente
environ 13% de la surface totale de la section d'une Bprouvette de traction. Chaque
champ correspond à une surface d'environ 0,12 mm2 et est 6valu6 tel que
repr6sent6 à la figure 4.3.
Tableau 4.3 Caract6ristiques des deux phases, Mg,Si et MgSiCa,
présentes dans les alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si.
Alliage Num6ro Composb Surface Diambtre DiarnWe Porosit6s et
occupbe sphdrique interne Inclusions
(%) ( ~ m ) (%)
Mg Sica j91 (1J) 3 s (1 ,ô) 1.5 (1 ,O) - L EM-50-A Mg,Si 8,O (32) 11.7 (2.6) 2 7 (42) -
MgSiCa 3.0 (1.5) 4,4 (03) 1.6 (1 3 ) - Le nombre entre parantheses indique I'dcart type
L'analyse des alliages Mgw2%Si (A a F) confirme que l'alliage Mg-2%Si-0,2%Ca (B)
correspond à celui dont les particules de Mg,Si sont les plus petites avec 6,4 pm de
diambtre, comparativement a 10,7 et 7,9 pm pour l'alliage A et C, respectivement.
CBvaluation du diamètre interne certifie Bgalement cette observation avec un
diameire de 3,s p, comparativement a 5,1 et 4,4 pm pour les alliages A et C,
respectivement. L'analyse quantitative de I'alliage D demont re qu'il y a coalescence
de Itintem6tallique Mg,Si ce qui v6rifie l'observation m6tallographique. De plus, les
particules de Mg,Si de I'alliage 8 sont relativement bien reparties dans la matrice
avec un pourcentage de 2,9% et un kar t type de 0,9% et se comparent aux alliages
A, C et D.
c Direction (1-144)
0~0000@000@!3 OC@OQCOOOO t O Section de 1'8prouvette
de traction
Figure 4.3 Representation schématique. à I'6chelle. de I'analyse par
image de 144 champs. Le diamhtre r6el de la section
reprdsentee est de 12,83 mm.
La phase ternaire MgSiCa apparaît dans l'alliage D (1,6%) et sa proportion croît
avec l'augmentation de la teneur en Ca, comme le démontre les alliages E et F avec
3,9 et 5,5%, respectivement. La morphologie de cette phase est en forme de beigne,
tres allongée et est, par conséquent, difficile à analyser en terme de géométrie.
Le niveau de microporosité est tres bas pour les alliages A, B et C et se maintient
sous 0,1%. Dans le cas des alliages D, E et F, le pourcentage de
microporosité/inclusion s'inclut dans la phase MgSiCa. Effectivement, il est
impossible de distinguer, avec le logiciel d'analyse disponible, une phase par
rapport à l'autre. Ainsi le pourcentage de MgSiCa reste trbs l6gbrement fauss6 par
l'addition du pourcentage de porosit6/inclusion (moins de 0,1%) en comparant avec
les alliages précédents.
Dans le cas des alliages Mg-4%Si (G à L), l'analyse du diambtre des particules de
Mg,Si pour les alliages G & I demeure complexe. En effet, la structure dendritique
de I'interm6tallique ne se prête pas bien a une analyse par image et des r6sultats
sans significations pr6cises sont alors exposbs. Par exemple, l'analyse de la
microstructure démontre qu'avec une addition graduelle en calcium, la structure
dendritique se brise (G à I) et favorise B 0,4%Ca (J) une structure sph6nque de
I'interm&allique Mg,Si. Le diamètre des alliages G, H et I n'interprbte pas vraiment
la r6aiit6 avec 8,8, 9,8 et 9,5 pm, respectivement. Par contre, les alliages J, K et L
sont plus repr6sentatifs avec 9,9, 10,6 et 11,7 Pm, respectivement. De plus, le même
phhomene de coalescence apparait dans les alliages Mg-4%Si aprbs avoir atteint
le diambtre moyen optimal (alliage J) ainsi que dans les alliages K et 1. L'analyse
du diambtre interne n'est pas fidèle, lui non plus, & la r6alité et ne sera pas
considér6.
L'analyse du pourcentage de chacune des phases est Bgalement difficile, le
pourcentage de Mg,Si se situe entre 6,5 et 11,9% pour les alliages G, H, I et J et
peut être attribue à l'agglomération d'une importante quantité de I1interrn&allique
Mg,Si dans certains champs analyses (surtout dans les alliages dendritiques). La
phase MgSiCa apparaît également dans les alliages Mg-4%Si et commence avec
l'alliage K (11%) et augmente avec l'alliage L (3,0%). Le niveau de
microporosit6s/inclusions est supérieur celui des alliages Mg-2%Si, mais
demeure encore relativement bas (4%). Cette augmentation peut être attribuée à
la difficulté de couler ces alliages.
Une analyse de la phase eutectique à un grossissement de lOOOX permet de
déterminer sommairement le pourcentage d'eutectique dans les alliages Mg-2%Si
et Mg4%Si à 5,82 et 5,36%, respectivement. La dimension des particules
eutectiques est relativement difficile à d6terminer a cause de la g6ombtrie
particulibre de I'interm6tallique Mg,Si, telle qu'illustr6e à la figure 4.4. Par contre, la
largeur de ces bâtonnets se situe à environ 0,2 p.
Figure 4.4 Phase eutectique de l'alliage Mg-2%Si.
4.4 Identification de la phase ternaire
La phase ternaire a été identifiée par deux méthodes: au ME6 et à l'aide de la
diff raction-X.
4.4.1 Analyse au microscope électronique à balayage
Le MEB, grâce à l'analyseur Noran, modèle 8502/S1 a détecté la phase et a donné
les proportions de celle-ci, laissant présumer une possible phase ternaire, comme
le démontre la figure 4.5. Le tableau 4.4 indique le pourcentage atomique et le
poucentage en poids de chacun des éléments (Ca, Si, Mg) dans I'intermetallique
MgSiCa. Ainsi, le pourcentage atomique moyen de chacun des éléments
correspond à Ca=30,78%, Si=31,41% et Mg=35,80% tandis que le pourcentage
massique moyen se situe plutôt à Ca=40,56%, Si=30,83% et Mg=28,61%.
Figure 4.5 Spectre obtenu au MEB par EDAX représentant la
composition d'une phase inconnue dans un alliage Mg-
2%Si-1,6%Ca.
Tableau 4.4 Proportions des éléments du composé intermétallique
MgSiCa telle que déterminées au MEB.
Echantlllon Type de % C a S i Mg
ES-1 1 * Atomique 30,69 33,24 36,07
ES-1 1 Atomique 30,49 33,58 3594
EM-40 Atomique 30,74 32,96 36,30
EM-40 Atomique 31,27 33,84 34,89
Moyenne Atomique 30,78 31,41 35,80
ES-1 1 Massique 40,45 30,70 28,85
ES-1 1 Massique 40,21 31 ,O4 28,75
EM-40 Massique 40,52 30,45 29,02
EM-40 Massique 41 ,O6 31,14 27,80
Moyenne Massique 40,56 30,83 28,61
ES pour échantillon coulé dans un moule en sable.
4.4.2 Analyse par diffraction-X
Canalyse par diffraction-X ne fut pas facile. En effet, une première analyse au mois
de novembre 1995 avec l'échantillon ES-1 1 n'a pas permis d'identifier la phase
ternaire avec certitude. En général, il faut avoir au moins 3 pics appartenant
exclusivement a la phase à identifier pour avoir la certitude de sa présence. Par la
suite, en septembre 1996, un échantillon de meilleure qualité (EM-40) a été analysé
et a permis l'identification de la phase, telle qu'illustrée à la figure 4.6. La figure 4.7
consiste en un agrandissement de la figure 4.6 et permet d'attribuer une phase à
chacun des pics. En l'occurrence, les pics 6, 11, 15, 16 et 18 correspondent à la
matrice de Mg. Les pics 1, 2 et 9 appartiennent à I'intermetallique Mg,Si. Les pics 3,
5 et 17 sont partagés entre le Mg et MgSiCa. Finalement les pics 4, 8 et 10
correspondent à la phase ternaire MgSiCa, les autres n'étant pas clairement définis
(7, 12, et 13 et 14). Les travaux de synthèse chimique effectués par Axel et al. [41]
en 1969 ont permis I'identification positive de cette phase. À notre connaissance,
c'est la première fois qu'une phase ternaire MgSiCa, sous forme d'un
intermétallique, apparaît dans les alliages de magnésium et constitue en soi une
découverte.
Figure 4.6 Spectre de diffraction-X pour un alliage Mg-2%Si-1,6%Ca.
Figure 4.7 Agrandissement du spectre de diffraction-X de la figure
précédente et comparaisons des différents pics avec la
banque de données.
Une évaluation sommaire de la stabilité thermique de la phase ternaire a été
effectuée et tout porte à croire que cette phase est stable à des températures
élevées (de l'ordre de 450°C). Une étude plus exhaustive permettrait d'en savoir un
peu plus long sur cette dite phase.
4.5 Module d'élasticité
L'évaluation des propriétés mécaniques découlant d'un essai de traction
standardise, comme illustre à la figure 4.8, repose sur la détermination du module
d'élasticité (module de Young). La méthode habituelle, afin de déterminer le module
de Young, consiste à tracer, à 0.2% de d6fomation, une droite parallble B la pente
de la zone dlastique de la courbe contrainte-allongement (GA). De plus. les
logiciels accompagnant les appareils de traction calculent maintenant le module de
Young selon des points fixes a l'avance par les utilisateurs. Par exemple,
I'utilisateur choisira les points 25 et 50 MPa et le logiciel calculera la pente entre ces
deux points et reportera une droite à 0,2% avec la même pente. Ainsi, de plus en
plus d'utilisateurs feront confiance, a tort, en cette méthode pour les alliages de Mg.
otoo 030 1 ,O0 1.50 Z O O 2,50 3,m Allongement (%)
Figure 4.8 Courbes typiques contrainte-allongement d'un alliage Mg-
2%Si et Mg-4%Si.
L'erreur &ide dans la détermination de la zone glastique des alliages de Mg qui,
malheureusement, n'est pas aussi clairement définie que dans le cas d'un acier ou
d'un alliage d'aluminium. Effectivement, il semblerait que la zone Blastique soit
tellement petite que les extensomètres utilisés dans les essais de traction normaux
ne detectent presque pas cette zone (manque de sensibilit6). Par exemple, le
logiciel de Satec évalua le module de Young d'un alliage AZ91D avec des valeurs
comprises entre 35 et 52 GPa comparativement à la valeur globalement acceptée
de 45 GPa. Même si le calcul est fait manuellement, l'erreur persiste. Aune et
Westengen [42] arrivent aux mêmes conclusions, c'est-&-dire que les alliages de Mg
ne posshdent pas une region Blastique bien definie sur la courbe GA. Afin
d'éliminer l'erreur faite sur le module de Young, la d & M e de la courbe lorsque la
d6fonnation est nulle a Bte calculée, permettant ainsi de rdduire l'erreur mais sans
toutefois Bliminer les incertitudes (37 GPa au lieu de 45 GPa pour le AZ91D).
COvaluation de la limite Blastique B O,1, 0,2 et 0.5% ainsi que l'allongement total
dependent directement de la justesse de la valeur du module d86lasticit6 et sa
d6temination est primordiale dans le développement de nouveaux alliages de Mg.
4.5.1 La détermination du module dt61asticite grâce aux ultrasons
La methode des ultrasons, fort heureusement, permet de mesurer le module de
Young, :el qu'explique à la section 2.5.1. Les mesures sur diffbrentes pièces en
AZS1 D sont stupéfiantes. Effectivement, comme le demontre le tableau 4.5, le
module de Young est constant avec une valeur moyenne de 45,04 GPa sur des
pièces coulées dans les mêmes conditions que les alliages Mg-Si d&eloppés dans
le cadre de ce projet. De plus, aucun effet de texture n'a et6 d6cel6 après un
examen dans les trois directions (x, y, z) d'un échantillon cubique.
Des mesures ont été effectuées sur des pièces moul4es en sable (ISA-1 et ISA-3) et
sur une pièce IMI coulée par moulage sous pression ('die casting'), telle que
pr6sentee à la figure 4.9 afin de vérifier l'effet de peau (grains fins) sur le module
d'6lasticit6. Plus la pièce est mince et plus l'effet de peau sera important. Le tableau
4.5 et la figure 4.9, démontrent que le module de Young n'est pas affecté par
It6paisseur. En fait, seule la limite Blastique de l'alliage risque de se voir augmentée
par une diminution de la taille des grains. L'effet de peau. s'il est present en assez
grande quantité, augmente la limite Blastique et, du même coup, demarque la
portion Blastique de la portion plastique d'une courbe contrainte-allongement.
Tableau 4.5 DBtemination du module de Young par la methode des
ultrasons sur des 6chantillons d'alliage A291 D coul6s par
Al. Num6ro Densit6 Hauteur VL VT CI 0 E
(g/cma) (2 x mm) (rnlr) (mls) (MPa) (MPa)
A291 ISA-1 1.81 20,068 5574 3050 0.29 16.84 43.32
A291 ISA-3 1.81 6,508 6082 3070 0, 33 17,06 45.34
A D 1 A t - X 1.81 20,280 5618 31 01 0.28 17.38 44.52
A291 AZ-Y 1.82 20,976 5549 3058 0.28 17.04 43.69
AZ91 AZ-Z 1.81 22,094 5694 3060 0.30 16.97 44.03
AZ91 IMI-A 1,81 5,484 6093 3188 0,31 18.44 48.38
AZ91 (MI-B 1.81 6,230 61 98 3059 0,34 16.90 44,35
AZ91 IMI-C 1.81 7,004 5729 3073 0,30 17,13 45.27
AZ91 IMI-D 1.81 9,630 5769 3069 0.30 17.M 47.05
AZ91 IMI-E 1,81 22,800 5872 3157 0.30 18.14 44.47
Figure 4.9 Schéma de la pièce IMI ainsi qu'une reprdsentation du
module de Young en fonction de I'6paisseur de la piece.
Malheureusement, ce ne sont pas tous les alliages de Mg qui peuvent être c o u k
par moulage sous pression. II importe donc dt8valuer correctement le module de
Young avec la méthode des ultrasons. Aprh avoir v6rifi6 la methode des ultrasons
avec l'alliage A291 D, des mesures ont 616 effectuees sur presque tous les alliages
Mg-Si et les r6sultats sont présent6s au tableau 4.6 et & la figure 4.10.
Tableau 4.6 Module de Young d6temiin6 par la methode des ultrasons
des diffdrents alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si.
Al. Numdro Densite Hauteur VL VT P G E
(g/cma) (2 x mm) ( m l s ) ( m h ) (MPa) (MPa)
€Mg-B 1,75 18,532 5997 3184 0,30 17.79
La rbgression lin6aire des donnees de la figure 4.10 montre clairement que le Ca
n'a aucun effet sur le module Young des alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si. Cela
concorde avec I'exp6rience de Pekgüleryüz et al. [35] qui n'ont trouve aucune
influence de la teneur en Ca. jusqu'à 0,18%, sur l'alliage AS41. Cependant, le
module d'6lasticit6 est Mgbrement plus Blev6 pour les ail iages M g-2%Si
comparativement à l'alliage r6ft5rence AZ91 D, et presente, par rapport h celui-ci,
une augmentation de 5'6%. Cette difference est encore plus marqu6e avec les
alliages Mg-4%SiI dont le module de Young moyen se situe 8i 49,2 GPa. une
augmentation de 11,6% comparativement l'alliage AZ91 et de 5,6% avec les
alliages Mg-2%Si. Ainsi, plus la fraction volumique de I'interm6tallique Mg,Si est
élevee, peu importe sa forme, plus le module de Young sera Blev6. Cette corrélation
positive entre la teneur en Mg,Si et le module d'élasticit6 a déja 818 rapportde par
Beer et al. [33].
O 092 a 4 096
Teneur en Ca (% poids)
Figure 4.10 Module de Young (E) des alliages Mg-2%Si et Mg4%Si en
fonction de la teneur en Ca.
4.6 Pro~riétés mécaniques
Les propriét6s mécaniques ont été évaluées a partir des essais de traction. La limite
6lastique, ainsi que l'allongement total, ont Bte 6valu6s B l'aide du module de
Young mesur6 par la methode des ultrasons. Un exemple typique est pr6sent6 la
figure 4.1 1. Les droites qui coupent la courbe C-A ont pour pente la valeur du
module de Young mesurde par la methode des ultrasons. La valeur de
l'allongement total correspond a la valeur si I'essai de traction s'&ait termine une
fraction de seconde avant la rupture et que l'on avait relâche la tension transmise à
l'échantillon. Cette façon de faire est plus précise que la mesure manuelle entre les
deux marques (50 mm) sur l'échantillon a l'aide d'un vernier. En effet, il y a de fortes
chances que les deux parties rupturees ne puissent se repositionner d'une façon
idéale à cause de leurs facies de ruptures particuliers.
a (O, 1 %) = 40.81 MPa a (0,2%) = 60,59 MPa a (0,5%) = 89,08 MPa a (Rupt.) = 151 ,O8 MPa
1 2 3
Allongement (%)
Figure 4.1 1 Détermination des propriet6s mécaniques partir d'une
courbe typique contrainte-allongement pour un alliage Mg-
Si.
4.6.1 Propriétés mécaniques des alliages Mg-2%Si
Aune et Westengen [42] sugggrent de toujours inclure les courbes de traction avec
l'analyse des propri6tés m6caniques. &minant ainsi toutes ambiguit6s possibles
sur I'interprdtation des r4sultats. La figure 4.1 2 &urne les essais de traction pour
chacun des alliages exp6riment8s. Les courbes de traction sont relativement
homogènes pour chacun des alliages sauf à 0,2%Ca (fig. 4.12b). Cela peut être
explique par le fait que les deux Bchantillons n'ont pas subi le même taux de
refroidissement dans le moule métallique. En effet, le revêtement de l'empreinte du
moule n'avait pas été enlevé, ce qui favorisa un refroidissement plus lent de la
pièce EM38-6 et par conséquent, des propriétés mécaniques inférieures. Fait
intéressant, le module de Young (première partie de la courbe) est le même dans
les deux cas. ce qui confirme encore une fois la théorie sur la taille des grains.
La limite elastique ("yield strength") a et6 mesurde pour des allongements de 0'1,
0,2 et 0,5% afin d'améliorer l'interprétation des courbes présenths a la figure 4.12.
La limite ultime ('tende strength") correspond quant à elle, à la limite de rupture. Le
tableau 4.7 ainsi que la figure 4.13 résument les propriétés mécaniques des
alliages Mg-2%Si en fonction de la teneur en Ca.
Malgré le fait qu'il fut clairement démontré que le Ca est un modificateur de
morphologie très puissant sur I'interm6tallique Mg,Si pr6sent dans les alliages
Mg-Si, l'effet de cette addition sur les propriétés mécaniques à la temperature de la
pièce n'est pas aussi évident. Dans le cas des alliages Mg-2%Si, le nombre limite
d'6chantillons n'a pas permis d'établir de corrélation statistique significative entre
aucune des propri6tés m6caniques mesurées et la teneur en Ca, comme on peut le
voir sur la figure 4.13.
(a) O,O%Ca (b) 0,2%Ca
(c) 0,5%Ca (d) 0,8%Ca
O 1
(e) l,6%Ca
Figure 4.12 Courbes contrainte-allongement des alliages Mg-2%Si en
fonction de la teneur en Ca.
A partir de l'observation des microstructures pr6sent6es la figure 4.1 , on serait en
droit de croire que l'alliage Mg-2%Si-0,2%Ca donnerait la meilleure combinaison
de limite elastique, limite ultime et d'allongement puisque la figure 4.lb offre la
meilleure dispersion des particules Mg,Si. Malheureusement, seulement deux
Bchantillons avec 0,2%Ca &aient disponibles, ce qui explique pourquoi la valeur de
a,, apparaissant dans le tableau 4.7 (56,9 MPa) est si faible pour cette
composition optimale. Sans cette valeur patticuliére, il pourral Qtre conclu que la
limite Blastique est constante avec une augmentation de la teneur en Ca, ce qui est
coh6rent avec les observations de Pekgüleryüz et al. [35].
Tableau 4.7 Propriétés mécaniques moyennes des alliages Mg-2%Si
avec différentes teneurs en Ca.
Teneur en Ca Nombre a0.1, %2% %% au AIlongement (% poids) d'échantillons (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (%)
2 50.0 64.1 85.1 143,6 3.01 ( - 1 (- 1 (-1 (-1 (-1
2.6 4 47,6 64.1 85.4 129.3 2,18 (896) (88) (910) (10.9) (096)
o: Irrnrte elastique; a,,: Iimrte ulhme *( ): &art type lorsque le nombre d'6chantillon est 2 3
La qualit6 interne des échantillons a joue un important rôle sur la dispersion des
valeurs reliees aux propriétés mécaniques. Un rôle assez important qui a pu,
jusqu'à un certain point, masquer l'influence du Ca sur la limite ultime et les valeurs
d'allongement. En fait, les propriétés plastiques telles que la limite ultime et
l'allongement sont habituellement très affect6es par les inclusions, les porosit6s et
les microretassures. Ces defauts agissent comme concentrateurs de contrainte,
favorisant alors une rupture prématurée de la pièce. Une meilleure filtration ou
encore de meilleures techniques de coulbe peuvent réduire cette lacune. Par contre, l'addition de Ca contribue à la protection du bain liquide et r6duh du m6me
coup le niveau d'inclusions et kt dispersion des valeurs reliees aux propriétés
mécaniques, tel qu'obsew6es sur les surfaces rupturées des 6 p f 0 ~ 8 t t 8 ~ de traction
ainsi qu'8 l'analyse d'image présentée au tableau 4.3.
Figure 4.13 Propriétés mécaniques des alliages Mg-2%Si en fonction
de la teneur en Ca.
Les propriétés mécaniques des alliages contenant la phase ternaire n'ont été que
sommairement 6valuees. En effet, le but de cette étude consistait B évaluer les
propriétés mécaniques des alliages Mg-Si dont la phase intermétallique avait subi
une transformation morphologique par l'addition de Ca et c'est la raison pour
laquelle ces valeurs ne se retrouvent pas analysées sur la figure 4.13. Par contre,
les propriétés mécaniques de ces alliages sont comparables aux alliages Mg-2%Si,
modifiés ou non par l'addition de Ca.
4.6.2 Propriétés mécaniques des alliages Mg J%Si
Dans le cas des alliages Mg-4%Si, les courbes de traction sont I6g6rement
diffdrentes, telles qu'illustr8es à la figure 4.14. L'allongement total est infbrieur aux
alliages Mgm2%Si. Par contre, la limite Blastique et la limite uitime sont Mghrernent
sup&ieures, comme le demontrent le tableau 4.8 et la figure 4.15.
À partir des observations de la figure 4.2, il est permis de croire que l'alliage
Mg-4%Si-0,4%Ca offre la meilleure combinaison de limite olastique, limite ultime et
d'allongement pour les alliages Mg-Q%Si. Comme il peut etre observe au
tableau 4.8, la teneur 0,4%Ca permet une augmentation significative de
l'allongement et, à un moindre niveau, une augmentation de la limite elastique.
Comme dans le cas des alliages Mg-2%Si, aucune corrélation significative ne peut
être faite entre les valeurs de la limite élastique et celles de la teneur en C a De
plus, le tableau 4.8 montre une réduction de l'écart-type des valeurs de la limite
ultime et de l'allongement avec une augmentation de la teneur en Ca. Comme dans
le cas des alliages Mg-2%Si, ceux contenant la phase ternaire MgSiCa ne font pas
partie de l'analyse représentée à la figure 4.15.
- CK)
(a) O,O%Ca
(c) 0,2%Ca
uaci9inrnt ml
(b) O, 1 5%Ca
(d) 0,4%Ca
Figure 4.14 Courbes contrainte-allongement des alliages Mg-4%Si en
fonction de la teneur en Ca (% poids).
Tableau 4.8 Propri6tes m6caniques moyennes des alliages Mg4%Si
avec différentes teneurs en Ca.
Teneur en Ca Nombre C0.t % ~~ %% a,, Allongement (% poids) d%chantiiions (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (%)
1.6 4 46,9 60.8 8017 101.5 1.95 (1 3 ) (1 18) (2,O) (4.1) (Q3)
a: limite élastique; a,: Iimrte ulbme *( ): Bcar? type lorsque le nombre d'6chantillon est 2 3
O O, 1 02 0,3
Teneur en Ca (% poids)
Figure 4.15 Propriet6s mécaniques des alliages Mg4%Si en fonction
de la teneur en Ca.
4.7 Analvse fractoarap hique
Les éprouvettes de traction rupturees ont été observées au MEB afin d'identifier les
différentes phases présentes ainsi que les faciès de rupture. Comme prévu, la
matrice de Mg présente un facies de rupture ductile, tandis que la phase
intermétallique Mg,Si présente un faciès de rupture fragile. tel que représenté à la
figure 4.16. Ce qui est étonnant, c'est que I'intermétallique se rupture lors de l'essai
de traction. En effet, il aurait été plus facile pour une fissure de contourner la phase
intemétallique a dureté assez élevée (460 HV,,J plutôt que de passer à travers la
particule. Cette observation est de nature à nous rassurer quant à la cohésion des
particules de Mg,Si avec la matrice de Mg. Le même phénomène se produit avec la
phase ternaire MgSiCa comme le démontre la figure 4.17.
Figure 4.1 6 Fractographie au MEB de l'alliage Mg-2%Si montrant la
phase intermetallique Mg,Si.
Figure 4.1 7 Fractographie au MEB de l'alliage Mg-2%Si-1,6%Ca
montrant la phase intermétallique MgSiCa.
Quelques impuretés ont été observées au MEB, entre autres des inclusions de Zn et
des aiguilles de fer. Une aiguille de fer est représentée à la figure 4.18.
Figure 4.1 8 Aiguille de fer dans un alliage Mg-2%Si-1,6%Ca.
Chapitre 5
Conclusions
L'objectif principal de ce projet, c'est-à-dire la modification de la
morphologie de 11intem6tallique Mg,Si dans les alliages Mg-Si, a 6té
atteint. En effet, de petites additions de calcium aux alliages Mg-2%Si
et Mg-4%Si modifient la phase primaire Mg,Si de sa structure
dendritique en des particules plus rondes et finement dispersées. À
priori, la teneur optimale pour une telle modification se situe à 0,2%Ca
et 0,4%Ca pour des alliages Mg-2%Si et Mg-4%Si, respectivement
avec comme diamètre moyen de particules, 6,4 et 9,B pm pour chacun
des cas.
2. L'addition de Ca dans les alliages Mg-Si augmente la nuidit6 et réduit
la tendance l'oxydation du métal liquide. Cela petmet de reduire la
temperature de coulée, la temperature de prechauffage du moule et,
egalement, le debit de protection gazeuse. De plus, l'addition de Ca
diminue sensiblement la quantité d'inclusions et/ou d'oxydes prbents
dans les alliages Mg-Si, puisque la tendance l'oxydation du liquide
est grandement rdduite.
3. Le module de Young, ou module d'elasticit6, peut mesure
ad6quatement par la methode des utrasons fondée sur la mesure des
vitesses acoustiques des differents alliages. En incorporant de telles
mesures sur des courbes contrainte-allongement obtenues avec un
simple essai de traction, la limite élastique des alliages de rnagn6sium
peut être plus pr6cisernent d&emin&e, 6liminant de surcroît toutes
erreurs possibles reliées à l'interprétation de l'utilisateur.
4. En général, les essais de traction des alliages Mg-Si ne demontrent
aucune amelioration significative, causée par la modification de la
morphologie de I'intermétallique Mg,Si par l'addition de Ca, sur les
propn6tes rnkaniques. Cependant, une amélioration de la ductilité
dans les alliages Mg-4%Si, modifiés par I'addition de Ca, est
perceptible et peut être attribuée au changement dramatique de la
morphologie du Mg,Si.
5. En se basant sur l'analyse métallurgique de plusieurs systèmes
d'alliage de Mg, il est clair que les propriétés à température 6levee des
alliages Mg-Si seront révélatrices et plus significatives que celles du
système conventionnel Mg-AI. De plus, la température maximale
d'utilisation en sera d'autant plus élevée.
6. L'utilisation de deux éléments peu dispendieux (Si et Ca) fera peut-être
en sorte que les alliages Mg-Si modifies avec de petites additions de
Ca seront de plus en plus utilises dans des applications moteurs (par
exemple des pistons), où la r6sistance au fiuage est primordiale et où le
prix de fabrication fait foi de tout.
7. La découverte de la phase ternaire MgSiCa peut ouvrir la voie de
nouveaux alliages de Mg, B condition qu'elle s'avbrera b6nMque tant
au point de vue des propriétés m4caniques qu'au point de vue de la
résistance au fluage. Une étude plus approfondie permettra sans aucun
doute de préciser sa valeur métallurgique.
Chapitre 6
Suggestions pour les travaux futurs
1. Effectuer des essais de traction a des ternp6ratures plus devees, de
l'ordre de 150 a 200°C sur l'alliage optimal Mg4%Si-O,4%Ca.
2. Développer une procédure qui permet d16valuer le module de Young à
temperature élevée (jusqu'à 250°C) dans le but de s6lectionner les
alliages dont le module de Young soit suffisamment Bleve ou constant à
ces températures pour justifier des essais de fl uage.
3. Évaluer la stabilité thermique de la phase Mg,Si modifiée par l'addition
de Ca.
4. Compléter la caractérisation de la phase ternaire MgSiCa.
5. Effectuer des essais de fiuage sur les alliages dont les propriétés
mécanique à température Blev6e sont satisfaisantes dans le but de
confirmer le potentiel commerciale de ces alliages.
th N. Hoy-Petersen, 'From Past to Future8, 47 Annual Worid Maanesium C~nference~ IMA, Cannes, France, 29-31 May 1990, 16-23.
LA. Carapella, 'New Developments in Magnesium Foundry Technology, part In, Alurninurn and Maanesium, vol. 2, no. 1 1, August 1946, 10-13, 19.
A. Whitehouse, The Milita? Airplane. its H i s t o r v ~ r f Develo~ment, Doubleday 8 Company, Inc., Garden City, New York, 1971,383 pp.
L. Aitchison, A Historv of Metals, vol. 2, MacDonald & Evans Ltd., London, 1 960, 305-û47.
C. J.P. Ball, "The Progress of Magnesiurn and Its Ailoys in Britain, 1 924-1 945', etalluraia, vol. 32, no. 190, 1945, 153-1 59.
D. Lea, 'The Magnesium Industry Past and Present', Brussels Maanesium Mini-Conference, IMA, Bnissels, Belgium, 5 October 1982, 1-3.
R.F. Tylecote, A, The Metals Society, London, England, 1976, 149-151
R.E. Brown, 'Magnesium in Automobiles and Airplanes', Liaht Metals Processina and Ap~lications, Canadian lnstitute of Mining, Metallurgy and Petroleurn (Canada), Quebec City, Quebec, Canada, 29 August-1 Septernber 1993, 691 -700.
W.H. Nelson, Srnall Wonder. The Amazina Story of the Volkswaaen, Little, Brown and Company, Boston and Toronto, 1965, 271 pp.
L.C. Boehner, "Magnesium alloys in the Geman Volkswagenm, Maaazine of Magnesiurn, February 1956, 10-14.
F. H6llrigl-Rosta, E. Just, J. Kohler, H.J. Melzer, 'Magnesium in Volkswagen', 3P Annual World Conference on Magnesium, IMA, Salt Lake City, Utah, U.S.A., 8-1 1 June 1980. 3845.
H. Baker, "Magnesiurn Races Ahead', Advanced Materials and Processes, vol. 136, no. 3, September 1989, 35-36, 3942.
V. Campagnolo, 'Recent Developrnents in Magnesium Wheels', 3 9 World . aanesiurn Conference and Ex~osition, IMA, Detroit, Michigan, U.S.A., 1 3-1 6 June 1982, 48-50.
J. Laxer, Canada's Energv Crisis, James Lewis and Samuel, Publishers, Toronto, 1 974, 173 pp.
N.C. Spare, "Modem Strategy for Magnesium in Automobiles: Design, Process and Material Aspectsu, JMaanesium Technoloav Conference, The Institute of Metals, London, UK, 3-4 Nov. 1986, 1987, 1 10-1 21.
G.S. Cole, "Fuel Efficiency Trends and the Impact of Light WeigMa, 3gfi World aanesium Conference and Exposition, IMA, Chicago, Illinois, U.S.A., 12-1 5
May 1992, 16.
G.S. Cole, R.A. Finstad and J.C. Grebetz, 'The Potential for Magnesiurn in the Automotive Industry", 5Zh World Magnesium Conference and Evosition, IMA, San Francisco, California, U.S.A., 21 -23 May 1995, 1-5.
C.L. Magee, 'The Role of Weight Reducing Materials in Automotive Fuel Savings", SAE International Conaress and Ex~osition, Detroit, Michigan, U.S.A., 22-26 February 1982, Technical Paper No. 820147.
C. Geel, "Net Energy Retum of Magnesium in Automotive Applications", Brussels Maanesium Mini-Conference, IMA, Brussels, Belgium, 5 October 1982, 15-17.
K. Glagow, "Lightweight Vehicles: A Material, Design and Energy Evaluationn, SAE Aust., vol. 38, no. 2, , March-April 1978,72-78
J.S. Viland, 'Cornparison of Magnesiurn to Other Structural Materials for Automobile Use", 39" World Maanesium Conference and Exposition, IMA, Detroit, Mich., U.S.A., 13-16 June 1982, 13-22.
R.L. Koenig and G.L. Dunlop, "Developments in the Usage of Magnesiurn Alloys by the Automotive Industry", Materials Australia, vol. 24, no. 9, October 1992, 12-15.
S.A. Bohn, The History of The Magnesium, Zirconium, Rare Earth, Thorium Alloys in the Foundries of The United States", Metalluraia, vol. 52, no. 310, 1955, 75-78.
G. Omori, "A Fundamental Study on Magnesiurn-Rare Earth Alloys (Mainly on those with Lanthanum and Cerium)", Trans. Natl. Res. Inst. Met. ga~an), vol. 21, no. 4, November 1979, 192-205,
FA Fox, 'A Note on the influence of Additions of Thorium to Magnesium- Based Alloys', Journal of the lnstitute of mals, vol. 73, no. 4, 1946, 223-228.
C.S. Roberts, JMaunesium and Its Allovs, John Wiley & Sons, Inc., New York, U.S.A., 1960,230 pp.
R.S. Busk, Jbiaanesium Products Desian, L. L. Faulkner and S. B. Menkes, Eds., Marcel Dekker Inc., New York, U.S.A., 1987,544 pp.
Phase Diaarams of Bina? Maanesium Allovs, A.A. Nayeb-Hashemi and J.B. Claik, Editors, ASM International, Metals Park, Ohio, 1988, 370 pp.
ies and Se Pro~ert lection: Nonferrous Allovs and S~ecial-Purpose Materials, Metals Handbook, 10"' edition, vol. 2, ASM, Metals Park, OH, 1990, 1328 pp.
G.V. Raynor, The Physical Metallurav of Maanesiurn and Its Allovs, Pergamon Press, London, 1959,531 pp.
A. Beck, The Technoloav of Maanesium and Its Alloys, FA. Hughes and Co. Limited, Abbey HOUS~, London, 2"6 Edition, 1941,512 pp.
S. Beer, G. Frommeyer, E. Schmid and H. Helbig, 'Mechanical Properties of Mg-Mg,Si Light Weight Alloys as Piston Material", 2 6 International
vrnposium on Automotive Technoloav and Automation: New and Alternative Materials for the Automotive Industries, Automotive Automation Ltd (UK), Aachen, Germany, 13-1 7 September 1993, 349-356.
S. Beer, G. Frommeyer, E. Schmid, 'Development of Mg- Mg,Si Light Weight Alloys", Maanesium Allovs and Applications, DGM Informationsgesellschaft M.b.hel Garmisch-Partenkirchen, Germany, April 1992, 31 7-324.
D. Whitwham and M. Bitran, "Étude au Fluage des Alliages Magnesium- Silicium Corroyés à Structure de Type 'Disper~oide'~, Mém. Sci. Rev. Met., vol. 66, no. 9, 1969, 673-681.
M.O. Pekgüleryüz, A. Luo and Ce Aliravci, 'Modification of Sand Cast AS41 Magnesium Alloya, Liaht Metals Processina and Ap~lications, Canadian lnstitute of Mining, Metallurgy and Petroleum (Canada), Quebec City, Quebec, Canada, 29 August-1 September 1993,409-41 6.
S. Pelletier, 'Fabrication et Caractérisation de Composites Alumine-Trichites de Carbure de Siliciumn, i co le des GraduBs, These de doctorat, Universite Laval, Mai 1991, 10-1 6.
37. Je Krautkrmer and He KrautkriYner, Ultrasonic Testing of Materials, 3" Edition, Springer-Verlag, Berlin, Gemany, 1983, 667 pp.
38. 0. Kubaschewski and C.B. Alcock, JMetallumical Thermochernistrv, Edition, Pergarnon Press Ltd., Oxford, UK, 1979,449 pp.
39. ASTM E35-88, Standard Specification for Chernical Analvsis of Maanesium and Maanesium Allovs, Annual Book of ASTM Standards, vol. 03.05, Analytical Chemistry for Metals, Ores, and Related Materials, ASTM, Philadelphia, PA, 1994, 638 pp.
40. ASTM €31 08-92a, Standard Specification for /4luminum-Allov Permanent old Castinua, Annual Book of ASTM Standards, vol. 02.02. Aluminum and
Magnesium Alloys. ASTM, Philadelphia, PA, 1994, 71-81.
41. H. Axel, B. Eisenmann, H. Sehafer, A. Weiss, "Zur Kenntnis von CaMgSi, CaMgCe und CaMgSnU Zeitschrift für Naturforschung, July l969,8? 5-81 7.
42. T.K. Aune and H. Westengen, 'Propetty Update on Magnesium Die Casting Alloys", Maanesium in Vehicle Desinn, SAE, Wanendale, PA, U.S.A., 1995, Technical Paper No 950424,21-31.
Annexe A
Nomenclature des alliages de magnésium
Dans les alliages de Mg, les deux premieres lettres reprdsentent les deux
principaux Bl6ments d'alliage dans l'ordre decroissant de pourcentage ou encore
en ordre alphabetique si le pourcentage de chacun est identique. Les deux chiffres
suivant les lettres indiquent le pourcentage de chacun des deux principaux
816ments d'alliage et dans le même ordre qu'ils apparaissent en lettres codes.
Codes Codes
A= aluminium N= nickel
bismuth
cuivre
cadmium
terres rares
fer
thorium
zirconium
lithium
manganèse
plomb
argent
chrome
silicium
Étain
yttrium
antimoine
zinc
Exemples: A291 correspond à un alliage contenant 9% d'aluminium et 1% de
zinc.
QE21 correspond à un alliage contenant 2% d'argent et 1% de terres
rares.
Annexe B
Compositions chimiques et propriétés mécaniques des principaux
alliages de magnésium coulés
Tire de: Properties and Selection: Nonferrous
Allovs and Special-Pumose Materials, Metals
Handbook, 10' edition, vol. 2, ASM, Metals
Park, OH, 1990, 1328 pp.
Ptopcrt'res of Magnesium Alloys / 4
fis. 7 Typid nmMtrain c u m ~ for H W ï A cxtntsions. Tesîed in longitudinal direction
exhibit high weld cnincnciei. Rerirtance Hot-vorki~g tcmprmr&e. 315 to U)O T wclding, cxcellcnt (600 to 750 T) Aging remperarure. 150 OC (300 OF) for 24 h Hot-shorrness remperarure. Cast. 315 'C in the air, folIowed by air cooling (600 OF); wrwght, 510 T (950 "F)
Cast Magnesium Alloys AMGOA, AMWB
Sptdicitiorir ASTM. Die castings: B 94 UNS numbers. MI6ûA: M10600. AM60B: Ml0603 F m i g n . Gcrnian: DiN 1729 3.3662
ChmiiiComporition Composizion limits of MI6ûA. 5.3 to 6.5 AI, 0.13 Mn min, 0.50 Si max, 0.35 Cu max, 0.22 Zn max, 0.03 Ni mu, bal Mg Composition limits of AM6ûB. 5.5 to 6.5 Ai, 0.25 Mn min, 0.10 Si max. 0.22 Zn max, 0.005 Fe m, 0.010 Cu max, 0.002 Ni mox, 0.003 mut other (total), bai Mg.
If the Mn content is lcss than 0.25% or ti Fe contcnt in AM6OB exceeds O.OOSf then the Fe-Mn ratio will not cxcced 0.01 and corrosion raistance will rapidly d crcase. Consequence of exceeding impunry l i d CornMion resistanct dtcrcases with i crcasing Fe, Cu, or Ni content.
Typical wes. Dit usring dIoy uscd as-cast (F) temper for production of auti motive wheels and other parts requin1 aood elongation and toughness combine with ratsonable yield and tensile prope tics
Mechanical PIopnties Tende properties. See Tables 22 ai and Fig. 8. Shear strength. See Table 22. Compressive y ield strength. Sec Tabl Hurdness. At room temperature: Set 22. At -78 T (-108 OF): F temper, i or 75 HRE; T4 temper, 60 HB or 73 T6 tcmper. 85 HB or 90 HRE Beoring propenies. UItimate b nrcngth: 14 tempcr, 475 MPa (69 ksi tcmper, 560 MPa (81 ksi). Beanng strcngth: T4 tcmper. 310 MPa (45 ksi temper, 470 MPa (68 ksi) Poisson's ratio. 0.35 Impact srre~grh- Charpy V-notch. At (68 O F ) : F tcmper, 0.8 J (0.6 ft Ib temper, 2.7 J (2.0 h - lbf); T61 tempcr (0.7 fi - lbf). At -78 OC (-108 "F): Ftc 1 .I J (0.8 f i - lbf); T4 temper, 3.4 J (2 Ibf); T6 tcmper, 1.1 J (0.8 ft - lbf) Fatigue srrength. R.R. Moore type te 5 x 10' cycles: F and T61 ttmpen, 7( (10 ksi); T4 tcmper, 75 MPa (1 1 ksi) Elastic modulus. Tension, 45 GPa (i
10" psi); shear, 17 GPa (2.4 x 106 psi
Mass Charaderistics Densiry. 1.83 %cm3 (0.066 Ib/in.') at (68 "F)
Thcimil Proprties Liquidus temperature. 595 OC (1 100 01 Solidus temperature. 463 'C (865 'F) Incipient melting temperature. 430 "C (I Coeflcienr of linear thermal expansic p d m - K(14)un.lin. +mat 18to 100' to 212 "F) Specific heat. 1.05 kJ/kg K (0.25 BI "F) at 25 OC (77 OF) Thermal conducriviry. 73 W h K (42 - h OF) at 100 to MO OC (212 to 572' Lurent heat o/lusion. 372 kJkg (160 E
UtaRcal Proprtics EIcctnCal conduc~iviry. F tcmper, 1 IACS; T4 tcmper, 9.9% IACS; 16 tti 12.3% UCS Elcctrical resisriviry. F temper, 150 nl T4 temper, 175 nR m; T6 temper, 14
m; at 20 OC (68 "F) Eïectrolyric solurion potcntial. 1 3 7 1 sus saturatcd calomel elcctrodc Hydrogen oventalrage. 0.27 V for t $ions; 0.06 V for castings
Fabrication Chacteristics Weldobiliry. Gas-shicldcd arc wclding AM1 ûûA rod, very good Casting temperatures. Sand castings, : 845 'C (1350 ta 1550 OF); permanent castings, 650 to 815 Ot (1200 to 1% *ot, 65û to 705 T (1200 to 1300 OF)
B u n d ^ i a r e x n d e d 93 m.., .............. 186 120 tu) ................. 14s 1% MO ................. 145 200 400 ................. 117 315 a,., .............. 62
w- 93 100 ................. 169 120 250 ................. 148 150 MO ................. 133 ~ L u d ~
93 m.. .............. -203 ................. 120 2SO 190
lu) UK) ................. 172 Fobiur 93 m.. ............... 165
120 W ................. 145 150 300 ................. 131 200 100. ................ II4 260 50 ................. M 315 600................. 41
Table 17 Typical directional properties of MI A s k t
r1-m - Mh 2 Lw- u' ="'Y=
strcngth. 220 MPa (32 ksi); yitld smngth, 130 MPa (19 ksi); tlongation, 6% in 50 mm (2 in.) Compressive yield strengih. F ttmpcr: 130 MPa ( 19 ksi) Poisson 's ratio. 0.35 Elastic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 x 10" psi)
AMS. Permanent mold castings: 4483. In- vestmtnt castings: 4455 ASTM. Sand castings: B 80. Ingor for sand, permanent mold, and die castings: B 93. Permanent mold castings: B 199. Invest- ment castings: B 403 SAE. J465. Fonner SAE ailoy numbcc 502 UNS number. M 10 1 0 Govemment. Pcnnancnt mold castings: QQ-M-SS
fhcnnil Plopedies Liquidirs temperature. 615 O C (1 140 OF) Solidus rempcrafure. 540 "C (1005 "f) Coecient of linear thermal expansion. 25.6 d m K (14.2 )iin./in. - OF) at U) to 100 OC (68 to 212 OF) Thertnal conductiviry. 62 W/m - K (36 BtuJft
h "F) at 20 T (68 OF)
Composition limits. 9.3 to 10.7 Al, 0.10 Mn min, 0.30 Zn max, 0.30 Si mu, 0.10 Cu m. 0.01 Ni max, 0.30 max othcr (total), hl Mg Consequence of exceeding impuriry limits. Corrosion hsistancc d m with inmas- ing unounu of Cu, Ni, and Fe. Inmascd unounts of Zn de- pressure @uiess. More than 0.5% Si dcuwucs cl-on.
Fabrication Characteristics Carring remperuture. 6!50 to 695 T (1200 to jz80 OF) Weldabiliry . Not wcldabIc
Typical uses. Pressure-tight sand and pet- m e n t mold castings with good combina- tions of tcnsilt smngth, yield smngth, and dongation
ASIIA, ASIlXB spdimtiorir ASTM. Die cpstlCPStlngs: ASIIlA, B 94
ConorionRedstance ASTM B 177 sait spruy test. AMoOB: e0.13 mg/cm2/day ( ~ 2 0 mildyr)
Tabk 18 Typical and mmimum tcnrik m t s of m u m d b y ZC71
ZCM 71 1-F f ~ a u d e d )
ZCM 71 1-75 (preripiwion trtritd)
ZCM 711-T6 (SUUY btu wrcd)
AuxCnidtd TS condition T6 condition AMxtnidcd TS condition T6 condition
Table f 9 Minimum mechanical propcrties at taun tempmtun of X21A-F extiiirions r- rurmqi,
Tœm Mh U Mid U Lh Li "t" Rods, bus. and dupes.. ......... 260 38 195 28 IU M 4 Tuùing ......................... 235 34 I6a 26 97 14 4
Table 20 Minimum mcdiurical ptopcrtits of ïK40A-TS at rom temperatun
CiFiJ.. -- *- F m MI. l-- U Ih kd 7- IDi U
....... Exuudcd bus uid shpcr- 275 40 255 rl 4 140 20 ................ fxtruded tubes. 275 40 250 36 4 140 20
UNS numbers. AS41A. Ml0410 Foreign. Gcrman: DIN 1729 3.5470
Chemical Composition Composition limirs of ASQlA. 3.5 to 5.0 Al, 0.50 to 1.5 Si, 0.20 to 0.50 Mn, 0.12 Zn max, 0.06 Cu rnax, 0.03 Ni max, 0.30 max othcr (total), bal Mg Composirion lirnirs of ASQIXB. 3.5 to 5.0 AI. 0.50 to 1.50 Si, 0.35 Mn min, 0.12 Zn max, 0.0035 Fe rnax, 0.020 Cu max, 0.002 Ni max, bal Mg Consequence of exceeding impurity limirs. Conosion resistance decreases with in- creasing Fe, Cu, or Ni content. if the Mn content is Iess than 0.35% or the Fe content in AS41XB cxcecds 0.0035%, thtn the Fc- Mn ratio will not excccd 0.010. and cono- sion resismce will rapidly decrcase.
Applications Typica: uses. Die castings uscd in the as- cast condition E temper), with creep tesis- tance supcnor to chat of A29 1A. A291 B. AZ91D. or AM60A up to 175 'C (350 OF), and with good tcnsile mngth, tende yield smngh, and elongation
Tensile propenies. F tcmper: tensik e n g t h . 210 MPa (31 ksi); yield strcngth, 140 MPa (20 ksi); elongation, 6% in 50 mm (2 in.) Compressive yield srrengfh. F temper, 140 MPa (20 ksi) Poisson 's rafio. 0.35 Elostic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 x 106 psi)
Liquidur temperature- 620 "C ( 1 150 Solidus femperarure. 365 "C ( 1 O50 " Coeficienr of lincar thermal exp 26.1 M m K (14.5 pin~in. - "F) ; 100 'C (68 to 212 'FI Spec$c heat, 1 .O kJIkg - K (0.24 Btu at 20 O C (68 "F) Thermal conducriviry. 68 Wlm K (4 h-"F)at20'C(6ûTl
Fabrication Characteristics Casring remperarure. 660 to 695 O C ( 1280 O F ) Weldability. Not weldablc
Corrosion Uesistance ASTM B II7 sa11 spruy rest. AS (0.25 mg/cm2/day (C10 mils/yr)
Spedfications AMS- Sand castings: F temper. 44; temper. 4422; T3 ternper. 4424 ASTM. Ingot: B 93. Sand castings: B SA€. J465. Former SAE alloy numbc UNS nrrrnbcr. M 1 1630 Governmenr: Sand castings: QQ-M-56 manent mold castings: QQ-M-55 Foreign. Eltktron AZG
Chmical Composition Composirion iimits. 5.3 to 6.7 Al. 2.5 '
Zn, 0.15 Mn min, 0.30 Si max, 0.2 max, 0.01 Ni mm, 0.30 other (total Mg Consequence of exceeding impunjr ii Excessive Si causes brittleness. Excc Cu degrades mechanical properties anc rosion rcsistance. Excessive Ni dcgi corrosion resistance.
Typical uses. Sand castings with , arcngth, ductility, and toughness
Table 21 Typical mechanicil proprtics of ZKWA at mm ternpcntun
494 / Specific Meîafs and Alloys
TiMc 22 Tvpicd mcchuiid prope&s of AMlOOA rud ustings a mom tanpenture
Mechanical Plopedies Tensile propenies. TcnsiIe strength: F and T5 tempers, 200 MPa (29 ksi); T4, Tb, and TI tcmpcrs, 275 MPa (40 ksi). Yield strcngth: F and T4 ternpers, 97 MPa (14 ksi); TS tcmper, 105 MPa (15 ksi); 7'6 tem- pcr, 130 MPa (19 ksi); TI ternper, 1 15 MPa (17 ksi). Elongation in 50 mm (2 in.): F and T7 tempcn. 6%- T4 ternpcr, 12%; T5 tem- pcr, 4%; T6 temper, 5%. Sec aiso Fig. 9. Tensile propenies versus temperarure, Sce Table 24. Sliear srrengrh. F and T4 tempen, 125 MPa (18 ksi); T5 tcmper. 130 MPa (19 ksi); T6 and l7 ttmpcn, 140 MPa (20 ksi) Compressive yield strength. F , T4, and TS tempers, 97 MPa (14 ksi); 16 ttmpcr,
130 MPa (19 ksi); TI tcmper, 115 MPa (17 ksi) Bearîng properrics. Ultimate bcaring strcngth: F, T4, and T6 tempers. 415 MPa (60 ksi); TS temper. 455 MPa (66 ksi); TI temper, 515 MPa (75 ksi). Bearing yicld strcngth: F and TS tempers. 275 MPa (40 ksi); T4 tcmpcr, 305 MPa (44 ksi); T6 tem- pcr, MO MPa (52 ksi); T7 tcrnper, 325 MPa (47 ksi) Hardness. F tempcr. 50 HB or 59 HRE; T4 and T5 tempcn, 55 HB or 66 HRE; T6 tcmper, 73 HB or 83 HE; Ti tcmper, 64 HB or 76 HRE Poisson 's rario, 0.35 Elastic modufus. Tension, 4s GPa (6.5 x 106 psi); shcar, 17 GPa (2.4 x IO6 psi)
10
O a 1 1 - 2üû 275 290 3ûS 80 % 110 125 140 2 4 6 8 10 12 14 16
Impacr srrengrh. Charpy V-notch: F ten pcr. 1.4 J (1 .O ft - Ibf); 14 temper. 3.4 J (2, ft - Ibf); TS tcmper. 3.5 J (2.6 ft Ibf); 1 Wrnpcr, 1.5 J (1.1 ft Ibf) Farigw srrengrh. R.R. Moore type test. I S x 1@ cycles: F, TS. and T6 tempcrs. 7 MPa ( l l ksi); T4 temper, 83 MPa (12 ksi 77 temper, 115 MPa (1 7 ksi)
Mirs Characteristics Dcnsiry. (68 OF)
~ l P r o q c r t i c s Liquidus temperarure. 610 O C (1 130 T) Solidus remperorure. 455 O C (850 OF) Coeficienr of lineor thermal expansion 26.1 p d m - K (14.5 $nJin. T) at 20 tl lûû OC (68 to 212 T) Specific heur. 1.05 kf/kg K (0.25 Btunb "F)at2S°C(77T) hrenr hear offusion. 373 Wîkg (160 Btdlb Thermal conducriviry. 77 Wlm - K (44.: Btulft-fi-mat 1Wt0300~C(212toS72T
ElCCtrical Properties Elecrrical conducriviry. At 20 'C (68 T): I temper, 155% IACS; T4 temper, 12-39 UCS; T5 tempcr. 13.8% IACS Eïecrrical resisriviry. At 20 OC (68 "F): 1 tcmper. 115 nll m; TI temper, 14 nR - m T5 tcmper, 125 nfl - m Elecrroiyric solurion potenrial. l .Si V ver, sus saturatcd dome1 elcctrodc Hydrogcn overvoltage. As cast, 0.34 V
Casring remperarure. Sand castings, 705 tc 845 "C (1300 tô 1550 OF) Weldabiliry. Gas-shielded arc welding witt A263A or AZ92A rod (AZ63A prcftmd), fair
Spm'ficatiolls ASTM. Sand castings: B 80. Ingot: B 93. Permanent mold castings: B 199. Invest- ment castings: B 403 SAE. J65. Former SAE alIoy numkr: 5û5 UNS number. Ml 18 10 Governmenr. Sand castings: QQ-M-56. Per- manent mold castings: QQ-M-55 Foreign. EIcktmn A8. British: BS 2970 MAGI. Gennan: DIN If29 3.58 12. French: AIR 3380 G A 9
C t œ m i c a l ~ . . Composition limirs. 7.0 to 8.1 Al, 0.4 to 1 .O Zn, 0.13 Mn min, 0.30 Si max, 0.10 Cu max, 0.01 Ni max, 0.30 max other (total), bal Mg Consequence of exceeding impur@ limirs. Excessive Si causes ù;ittlcncss. Excessive Cu d e m e s medianical properties and car- rosion rcristonce. Excessive Ni degrodes corrosion mistance.
strcngrh. 275 MPa (4 ksi); yield strcng 83 MPa (12 ksi); elongation, 15% in SI ii B in.). Set ais0 Fig. 10. Tende propenies versus remperarure. C Table 23. Shear srrength, T4 umper. 145 MPa (21 II Beanng propemës. Ultimatc btan strcngth. 400 MPa 4 8 ksi); bearing yii strcngih, 240 MPa (35 ksi) Cutnptessive yield strcngrh .B3 MPa (1 2 h Hardness. 55 HB or 66 HRE Poisson's ratio. 0.35 Elastic modulus. Tension. 45 GPa (6.5 lob psi): shtar. 17 GPa (2.4 x 10" psi) impact srrengrh, Charpy V-notch. 6.1 J (4
fi - Ibn Creep characterisrics, Sec Table 26.
Tmed rs mon as mmenr ruchcd tst ing tempemure
trll- ç y - 7 U 6;"-3 rrwrilh
% T I ) r , t Z L I . t
f)mmit Propcrtrn fiquidus temperature. 6 10 O C (1 130 OF) Solidus temperature. 490 OC (915 OF) Coeflcitnr of lincar thermal expansion. d m OC (14 )rinJin. - OF) Thermal conductivity. SI. 1 Wfm K (29 Btutft h - 'F) at 20 T (68 OF)
Applications is rcadily castable, with a low niicroshnnk- Typicni uses. Sand and permanent mold agc tcndcncy. castings uscd in the solution-treated condi- tion (TI temper). with good svcngch and Mechid excellent ductiiity and toughness. This aiioy Tensiie properties. T4 temper: tende
Pqxnier deîcfmintd using sepinteiy a r t tm ban
T d l - % T ~ ~ ~ - 1 kd 6iY-J -I.H œUb.).q
21 713 ............... 275 40.0 83 IL0 15.0 93 nK) ............... 260 375 JJ3 120 20.0
1% 'MO. .............. 190 n.s au 11.5 24 5 #)(I «W) ............... 140 20.0 76 11.0 29.0 260 500 ............... 97 14.0 72 10.5 35.0
Table 26 Typiul cntp properties of Aï81A-TI Iurd castings PropeHies duemincd uiing seprntely urt test ban
Casting temperature. 705 to 845 "C (1300 to 1550 O R
~ e Ï d & i ~ . Gas-shiclded arc welding with AZ92A r d , very good
Spcifications AMS. Die castings: AZ91A, 4490. Sand castings: AZ91C, 4437; A291 E, 4446 ASTM. Die castings: AZ91A. AZSIB, and A291D, B 94. Sand castings: AZ91C and AZgIE, B 80. Permanent mold castings: AZ91C and AZgIE, B 199. Investrnent cast- ings: A291C and AZ91E. B 403. Ingot: B 93 SAE. J465. Former SAE alioy numbers: AZ91A. 501; AZ91B, 501A; AZglC, 504 UNS numbers. AZ91A: M11910. AZ9IB: M11912. A291C: Ml 1914. A291D: M11916. D I E : Ml1921 Governmcnr. Die castings: AZ91A. QQ- M-38. Permanent mold castings: AZ91C. QQ-M-55 and MIL-M46062. Sand castings: A29 1 C, QQ-M-56, ~d MIL-M-46062 Foreign. Elektron AZ91. British: BS 2970 MAG3. Ftznch: AIR 3380 G-AZ91. Ger- man: DIN 1729 3,5912
Chemkilîmmpos&ion Composition limits ofAZ91A. 8.3 to 9.7 AI, 0.13 Mn min, 0.35 to 1.0 Zn, 0.50 Si max, 0.10 Cu niax, 0.03 Ni max, 0.U) max other, bal Mg
Composition Iimits of AZ9IB. 8.3 to 9.7 Ai, 0.13 Mn min, 0.35 to 1.0 Zn, 0.50 Si max, 0.35 Cu max. 0.03 Ni m. 0.30 max other, bal Mg Composition Iimits ofAZ9IC. 8.1 to 9.3 Al, 0.13 Mn min, 0.40 to 1.0 Zn, 0.30 Si max, 0.10 Cu max, 0.01 Ni max. 0.3 rnax other (total), bal Mg Composition fimirs of AZPID. 8.3 to 9.7 AI, 0.15 Mn aiin, 0.35 to 1.0 Zn, 0.10 Si max, 0.005 Fe max, 0.030 Cu max, 0.002 Ni max, 0.02 max other (each), bal Mg Composition limits of AZgIE. 8.1 CO 9 3 AI, 0.17 to 0.35 Mn, 0.4 to 1.0 Zn, 0.20 Si rnax, 0.005 Fe max, 0.015 Cu max, 0.0010 Ni max. 0.01 max other (each), 0.U) rnax other (total) Comquence of exceeding impur@ limits. Corrosion rcsistancc decrcaxs with in- creasing Fe, Cu, or Ni content. Mort than 0.5% Si dccreases elongation. If Fe content excccds O.OûS% in A29ID or AZS)IE, the pennissible Fe-Mn ratio wiîl not exceed 0.032, and cornsion rcsistance wil1 rapidly dtcrcasc*
Applications Typicd u s . AZ91A, A291B, uid APID, which have the samc nominal composia'on except for iron, copper, and Nckel contents, arc die rlloys UKd in tht .s-c~st condition [F temptr). AZ91D is a high-piaity d o y which has utcelient conmion t~ce; it is the most commoniy used mgne- riurn die casting dioy. A B I A and AZ9l B can k mnde h m recondary metal, rducing
Che cost of the ailoy: they mus be uscd wl maximum cornion rcsistance is not qui&. AZ91E is a hi@-purity alloy u excellent cormsian rcsistance uscd in pi =te-tight sand and permanent mold castii with hi& tensile strcngth and moderaie yi rtrrngth. A29 tC is used in sand and perr nent mold castings whcn maximum corrosi mistance is not rrquircd,
îomosioc~ Raistance ASTM B I f 7 salr spray resr. A29 1 D: <O. mglcm2lday (< 1 O mildyr). AZW E-1 C0.63 mglcm21day ( ~ 5 0 milslyr)
Mcchnical Propcrtics Tensile propcnies. Sec Tables 27 and 1 and Fig. I 1, 12, and 13. Shcar srrength. A291 A, AZ91B. ai A29ID: F temper, 140 MPa (20 ksi) Compressive yield strengrh. Sec Table 27 Bearing properries. See Table 27. Hardness. Set Table 27. Poitson's ratio. 0.35 Elastic madulus. Tension, 45 GPa (6.5 106 psi); shcar, 17 GPa (2.4 x 1 O6 psi) Impact strength. Set Table 27. Fatigue srrength. R.R. Moore type tests. I 5 x 10' cycles: AZ91A. AZ9l B, and A29 tl (F tcrnper): 97 MPa (14 ksi) at 5 x 1C cyclcs. At I x 10' cycles: AZ91C an AZ91E. 80 to 95 MPa (12 to 14 ksi)
l h e d Propcrtin Liquidus temperature. 595 OC (1 IO5 OF) Solidus mnperature. 470 'C (875 'F) Coeficient of lincar thermal expansion. 2( @m . K (14 p h l i n . T) at 20 to 1 0 'C (6l to 212 Or) Specÿic k a r . 1.05 iü/kg K (0.25 Btub Tl at 20 T (68 "F) Lorenr k a t of fusion. 373 kJkg (160 BtuAb; Thermal conductiviry. 72 W h K (41.8 Btdf tgh-mat 100t0300~C(212toSIZ'F] Incipient melting temperature. 421 OC C190 'F)
EfectnCal conductiviry . A29 1 A: F tcmpcr, 10.1% LACS. AZ91C and AZ9IE: F temper. 11.5% UCS; T4 temper, 9.9% UCS; Tb tcmper, 1 1.2% UCS Ektn'cal resistivity . AZ9 1 A, A29 1 B , and AZ9l D: F ternper, 170 nR m; A29 1 C and AZ9IE: F temper, 150 nR . rn; 74 ttrnper, 173 dl = m:T6 tcrnper, 1515 nR . m Htcrrolytic solution potenrial. 1 .S8 V ver- sus sanirated domel electrodc Hydrogen overvoltage. As-cast, 0.40 V
Fi& 10 Distribution of ienrilt propenies for selcplnicly a s 1 i n 1 hn of AZ31A-T4
V W Strmgm. MPa (ksi)
to 1500 "F). AZ91A. AZ91B, and A291D: die castings. 625 to 700 "t (1 160 to 1290 'F) Weldabifiry. Aï91C and AZ91E can be nadily weldcd by the gas-shielded arc pro- ccss using AZ91C or AZ92A rod: stress relief tcquired. AZ91A, A291 B, and AZ9ID not wcldablc Hor-shortness temperature. 400 'C (750 T)
AMS. Sand castings: 4434. lnvcstrncnt cast- ings: 4453. f crmanent mold castings: 4484
ASTM. lngot: B 93. Sand castings: B 80. Permanent mold castings: 3 199. Invest- ment castings: B 403 SAE. 1465. Former SAE ailoy numbcr: H)O UNS number. M 1 1920 Government. Sand castings: QQ-M-56 and MIL-M4062. Permanent mold castings: QQ-M-55 and MIL-M-46062
Uwmicd Composition Cornpusifion limits. 8.3 Co 9.7 Al. 0.10 Mn min. 1.6 to 2.4 Zn, 0.30 Si max, 0.25 Cu max, 0.01 Ni max, 0.30 max othcr (total). baf Mg
Table 27 Typical mm-temperature mechanial pmp«tics of AZ91A, A291 B, AZ91C, A291 0, Md AT91 E castings
AZ9JA. AU'& rl -ID 1 M fv f-F k s I C - - l E
?ensile mwh. MPa (ksi). ........... -230 (33) 105 (24) 275 (*O1 275 (roi Tcnsik yield racnph. M R (ksi). ....... lM (t2) W (14) #1(13) 145 0 1 ) ........... Eiongation uiSû mm (2ùi.).St 3 2.5 15 6 Comprcsmc yKld sbmgth u 0356 ................. dkt. UR (ksi). 16S (24) 97 ( 1 4 #) (13) 130 (19) ..... u~timut m g t h . u~i!hi.. ris (WI 41s (60) SIS 0s)
* . . Barhg yield nmigth, M R ( h l . . ..... 275 (44)) 30s (14) 340 (S2) Hudners RB ................................ 63 60 SS 70 iiRE ............................... 73 66 62 77
C h r p y Vmch impm mnyrh. t Ut . Ibo ......................... -2.7 0.0) 0.79 ( 0 3 ) 4-1 (3.01 1.4 (1.0)
Uongoisn m 50 mm 12 m.). %
Consequence of excecding impurir). lim Excessive Cu or Ni degrades corrosion sistance. More than 0.5% Si decreascs eI1 gation.
Applications Typical uses. Pressure-tight sand and p m e n t mold castings with high ten! strcngth and good yicld strcngth
Mcchuiical PropcRies Temik properties. Ste Table 29 and F 14. Tensile properties versus remperarure. 5 Table 30. Shear strength. F temper, 125 MPa (1 8 k! T4 and TS ttmpers, IIO MPa (20 ksi); temper, l45 MPa (21 ksi); "Ti temper, 1 MFa (22 ksi) Compressive yield srrength. F and T4 te pers, 97 MPa (14 ksi); T5 ternpcr, 115 M (17 ksi); Tb tempcr, 150 MPa (22 ks8; ' tcmper, 145 MPa (21 ksi) Bearrirg propenies. Ultimate k u i strength: F and T5 ttmpers, 345 MPa ( ksi); T4 tcmpcr, 470 MPa (68 ksi); T6 tel per, 550 MPa (BO ksi). Bean'ng yir strcngth: F, T4, and TS tempcn, 315 U (4 hi; Tb tcmper, 450 MPa (65 ksi) Hardness. F tempcr. 6S HB or 76 HRE. ' ttmpcr: 63 HB or 75 HRE. T5 tempcr. 1
HB or %O HRE. T6 tcmper. 81 HB or HRE. TI ternper: 78 HB or 86 HRE Poisson 's ratio. 0.35 Eiasric modulus. Tension, 45 GPa (6.5 106 psi); shcar, 17 GPa (2.4 x 1 @ psi)
498 / S9ccific Metah and Alloys
EkcbidRoprtKs Eficcnicai condrrctiviry. At 20 OC (é8 On: I tcmpcr, 12.3% UCS; T4 tcmper. 10551 IACS; T6 tcmpcr, 123% IACS Ekcm-cal resisfmry- At 20 DC (68 Or=): E ttmpcr. 140 - rn; TI twiper, 165 dl - ni Tbtanpr, 1 4 0 n f l - m &ie~~oiyn'c dution potenlialol 1.56 V ver sus safunüd cPlome1 eltctrode Hydrogen uve~dtage . M. 0.3 V
Impacr strengrh, Charpy V-notch: F iem- per. 0.7 3 (05 ft Ibf); T4 tcmper. 2 7 J (2.0 R - ibf); T6 tcmpcr, t -1 J (0.8 fi - Ibf) F e u e strengih. R.R. Moore type test. At 5 x 10' cycles: F and T6 ternpen, 83 MPa
(12 W: T4 anci T7 tunpers, 90 MFâ (13 kir'); T5 tcmper, 76 MPa (1 I ksi)
AMS. 4417 ASTM. S?nd casthgs: B 80. Pamancm moM: casimgs: B 199. Investment cutings: B 4û3 UN.= number. M 16330 Cdvemment. Suid and permanent mofd fzsiiags: MIL-MJ6062 Foreign, British: BS 2970 MAGI3
ChcmialComporib'on Composition Ih i ts . 1.3 to 1.7 Ag, 1.75 to 2.5
Nbrich m e ePrths, 0.4 to 1 .O Zr, 0.W to 0.10 Cu, 0.01 Ni mu, O 3 mu ozhcr(totîl). bel Mg Consequencc qf ucceding Vnpurixy limits. Zr content below 0.5% may rrnili in rome- what ~oorser rs-csst gmins and lower me- chînicd plvpmk.
Typical wes. Saad rnd penrilbcnt mold castings used in the Iohrtion-uated and utiiicjally @ condition (T6 tempcr), with hiOh yield rtrrnOths up to 2ûû "C (390 'F). îh tbgs have exceknt short-tirne clcvat-
Tende propmks. T6 icaipr: teas ~ * 2 3 5 M P a W k r i ) ; y i e l d ~ . 1 M P a ( U k s i i ) ; ~ ~ Z % i n 5 0 m m ( 2 i i Tende propenits vemu temperafurc. s Table 31 rad Fig. 15 md 16. Compressive propertics. T6 temper: coi p+ssive stm@, 345 MPa (50 ksi); coi pressive yicld mcngth, 195 MPa (28 kt? Elostic modrtlus. Tension, 45 GPa (6.5
J 80 95 iro 12s 0 2 4 (12) ( 4 (16) (181
Y I swllgm. MPa (ksi1 EbnOmonm
50 mm (2 m.). X
Tans& s?tmqth. MPa (ksi)
Ill? tntr ::1 a 1% 5
O 23s 250 260 ns 290
Fig. 14 Dirtrtbution of tensik propenicr for sepamteiy und c m test ban of
10' psi) (Sec dso Fig. 17); shear, 17 GPa (6.4 x 106 psi) Creep characrerùrics. Sec Table 32. Fatigue strengrh- Sec Fig. 18. Poisson 's rario .0.35 Hardness. 65 to 85 HB Specÿic damping capaciry. 0.4 at stress quai to 1û% of tende yield stnength
k(rsraunamrtiC8 Densiry. l .BI %cm3 (0.065 Ibfin.') at 2û OC (68 OF)
niCrmil Pmpmies fiquidus remperature. 440 "C (1 184 OF) Solidrrs remperature. "C (1004 OF) T h c d conductiviry. 113 W h K (65.3 B W - h - T ) Coeficienr of linear thtrmal expansion. 26.7 pudm - K (14.8 pinf~lin. - OF) h m 20 to #W, T (68 to 212 Tl Specfic heur. 1.00 kJncg K (0.24 BNnb T) at 20 to 100 "C (68 10 212 OF) Latent heat of fusion. 373 W k g (1 6û Btu/ Ib)
Ebngawn in 50 mm (2 m.). X
Uorigawnm 50 mm (2 m.). %
LkcbidPiopriicr Elccrrical conductiviry. 25.2% UCS %t : T (68 OF) Efcctriml resistiviry. 68.5 dk m at 20 ' (68 'F)
Casting remperature. Sand castings, 750 '
820 T (1380 to 1510 OF1 Weldabiliry, Gas-shielded arc wclding wii welding rod of base metll composition
Tabk 31 Typical tertsile promes O EQ21A luid at vatious tu^
l 'kmal P q e r t k t i qu idw temperurure. 645 OC (1 190 "f SoIidus temperurure. 545 "C (1010 T) Coe.cient of linear rhennul expan. 26.1 pmfm K (14.5 pin./in. - 'F) from : 100 OC (68 to 21 2 Spccific h m . 1.05 W k g - K (0.25 Btu "F) a t 20 OC (68 Or) Lorenr hear offusion. 373 kJAcg (160 Bt T h e m l conducriviry. 100 W/m - K B t l d f t - h - o F )
Appliations Typical uses. Ressure-tight sand and per- nianent mold castings rclatively fkee fiom minoporosity, uscd in T5 condition for applications requiring good strcngth proper- tics up to 260 "C (500 T)
Solution remperarure. 515 to 525 'C (960 to 980 "F) Aging remperarure. 200 OC (390 OF)
Bectricol conducriviry. 25% MCS at 21 (68 OF) Elccrricairesiniviiy. 70 nR - m at 20 'C (61
SQcCiritions AMS. Sand castings: 4442 ASTM. Sand castings: B 80. Permanent mold castings: B 199. Invesunent castings: B 403 SAE. J465. Former SAE ailoy number: 506 UNS number. Ml2330 Governmcnt. Sand castings: QQ-M-56. Pcr- maneni mold castings: QQ-M-55. Weiding
MIL-R-6944 Foreign. Elektron ZREI. British: BS 2970 MAG6. Gennan: DIN 1729 3.5103. French: AIR 3380 ïRE 1
f ~ ~ i k properties. T5 ternpcr: tensilc strength. 160 MPa (U ksi): yield nrtngth. 110 MPa (16 ksi); dongation, 3% in 50 mm (2 in.). Sec dso Fig. 19. Tensile propenies versus nmperature. Sc+ Table 33 and Fig. 20. Sheor srrengrh. T5 ttmper, 135 MPa (19.8 ksi) Compressive yield smngrh. 1 10 MPa ( 16 ksi) Bearing properzies. T5 tcmpcr, ultimatc bcaring rtrcngth. 395 MPa ( S i ksi); bearing yicld strcngth. 275 MFâ (39.9 ksi) Hardness: 50 HB or 59 HRE Cmep charucrenirics. See Table 34 and Fi. 2Ua) and 2f(b).
Càsting temperature. Sand and permai moldcastings.7Sû toû2ûOC(1380 to iSf(1 Wcldabiliry. Gas-shieldcd arc welding t EZ33A rod. exccllenr: prcheating not r cssary but may be used; postwcld t treatment tequircd
Sec afso wrought aIJoy HK3 1 A.
Camposirion limirs. 2.5 to 4.0 rare carths. 2.0 to 3.1 Zn, 0.50 to 1.0 Zr, 0.10 Cu max, 0.01 Ni m. 0.M max other (rotai). bal Mg
AMSI Sand castings: 4445 ASTM. Sand castings: B 80. Pcnnanc m l d castings: B 199. Invcsvnent castin B 403 SAEI J465. Former SAE alloy number: ? UNS nmber. Ml3310 Governmenr. Sand castings: QQ-M-56 a MIL-M46062. Permanent mold wtiq QQ-M-55 ruid MIL-M-2
Composition lunirs. 2 5 to 4.0 Th, 0.40 1.0 Zr, 0.30 Zn max* 0.10 Cu max* 0.01 1 max, 0.30 m u other (total), bal Mg
Typicai uses. Sand castings for use at ter pcratuhs up to 34s "C(650 OF)
105 MPa (15 ksi); elongation, 8% in 50 mm (2 in.). Set also Fig. 22. T'ensile properties versus temperarure. Sec Table 35 and Fig. 23. Compressive yield strengrh. T6 tcmpcr, 105 MPa ( 15 ksi) Bearing properties. T6 tcmper: ultimatt karing sutngth, 420 MPa (61 ksi); bearing yicld sucngth. 275 MPa (40 ksi) iïardness. T6 ternper, 66 HRE Poisson's rorio. 0.35
Uastic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 x IO6 psi); shear, 17 GPa (2.4 x f O" psi) Creep characrensrics. Sec Table 36 and Fig. 24.
W s ~ c i i s t i c r Dendry. 1.8 g/m3 (0.W Ib/h3) at 20 OC (68 "F)
Thermal hoprticr Wuidus temperature. 650 'C (1205 T)
Effecl of iempenrure on the etonpt ' EQ2lA-Tb uis ~stings
€fia of tempcntutt on the ciastic m ' laas of EQ2l-T6 $and castings
~i~ 18 Fatigue C h a ~ e r i s t i a of EQnA-T6 n casting. Rotating b t m (WohlerJ tesu; n
chim rpccd, aaO Hz
Solidw tempcrature. 590 "C (10% OF) Incipicnr melting temperature. 627 ta 632 ' (1 160 to II70 'F) in circulating air Specific hear versus rempcrarure. C, 1374 + 0.02306T + 3370Tz &renr hear offision. 318 to 335 kJkg (13 to 144 Btdîb) Thermal conducriviry. At 20 T (6% O F ) : T temper, 92 Wlm K (53 BNHt h - Tl; H2 tempcr, 113 W h K (65 Btu/ft h - OF); 4 temper, 105 Wlm K (61 Btulft h - "F) Thermril conductiviry versus temperature Sec Table 37.
~Ca IPeopr t i c r Efecrriccrl conducrivity. T6 tcmpcr, 22% IACS at 20 "C (68 'F) Ektr icaf resisriviiy. At 20 OC (68 OF): Tt tcmper, 77 nfi m; HZ( tempcr, 61 nfl ni; O tctnper, 60 nR rn
Plopcnitr determinrd uring sepanieiy art test bars
T e - - b W m m l d b i L a U b
mmwaon ............... 1 41 6 69 10 8'9 13 IOJ 15 ............... 10 41 6 62 9 O 12 8 13
IOO.., ............ W 5 SS 8 69 10 76 I I 1000 ............... 28 4 4 1 6 48 7 35 8
r S I u o w s o n
1 ............... 34 5 55 8 m IO a3 12 IO.. ............. 28 4 34 3 48 7 SS 8 IOO.., ............ 14 2 21 3 28 4 34 5
1OOQ ............... 14 2 14 2 14 2 21 3 At 315 T (6OO Tl
Table 35 Typical tccrsilt propetlies of HK31A-Tb und us t ing at devatcd temperatures
Fabrication Characteristics Casting temperature, Sand and permanent mold castings, 7% to 820 "C (1380 to 1510 OF) Weldabiliry. Gas-shicldcd arc wclding with U 3 3 A or HK3lA rod E233A preferrcd), very good; stress relief required for sand castings
Spccifications AMS. Sand castings: 4447 ASTM. Sand castings: B 80 UNS numbcr- M 13320 Governrnenr. Sand castings: QQ-M-56, Mf LM46062
Foreign. Elcktron ZTI. British: BS 297û MAG8. German: DIN 1729 3.5105
Chemiul Composition Composirion limits. 1.7 to 2.5 Zn. 2.5 to 4.0 Th, 0.10 rare eanhs aiax, 0.50 to 1.0 Zr, 0.10 Cu max, 0.01 Ni max, 0.M max other (total), bal Mg Consequence of ercccding imputity limirs. More than O. 1 % rue cvths causes a loss in cteep rcsistancc.
Appiicitiorrs Typical uses. Sand costings used in the utificially aged condition (TS tcmper), with moderate strcagth and an optimum combi-
nation of propettics for medium- and time exposure at temperatures above 2 (H10 'F). Castings arc pressure tighi under long-cime exposure can with higher stresses and highcr tempera than m y othcr commercial1 y available nesium alloy.
Tende propenies. TS tcmper tc strtngth, 185 MPa (27 ksi): yield s w 90 MPa (13 ksi); elongation in 50 mm C 4%. Sce d s o Fig. 25. Temile propenies versus temperature Table 38 and Fig. 26. Compressive propenies. TS ternpcr: prcssivc yield strcngth, 1 10 MPa (16 1 Hardness: 55 HB Poisson's ratio- 0.3 Hasric moduius. Tension, 45 GPa (4 IO6 psi); shear, 17 GPa (2.4 x lob psi: Creep characrerisrics, Se t Fig. 27.
M u s îhanctcrisîics Density. 1.83 g/cm3 (0.066 ibfin.') at (68 'F)
Themal Proprties Liquidus temperature, 650 OC (1200 "1 Solidus remperarure. 550 "C (1025 Tl Coefficient of heur thermal expal 26.7 d m - K (14.8 pin-lin. ''F) at 200 T (68 to 390 OF) Spcc$c heat. O.% WBcg K (0.23 Btuill Lotent heat of fusion. 373 Wlkg (1 60 B Thermal conductivity. 110 Wfrn - 1 Bturft - h OF) at 20 "C (68 'FI
Lkctn'cal Proprties
504 / Specific Metah and Alloys
Strrin. X
lsochronous UmwtrUn c u m for wprntely und a s t test ban of naing tmpnnim for 3 h W o n id ing.
Eicciricd rcskriviry. TS t c m p ~ 65 nf l rn u1A AppliatiOnr at 20 OC (68 DF) Typkai icscs. KIA is used in the as-ci
Fahiution Chamcicristics Slwrifications condition (F tcmper) for its high dampi ASTM. Sand castings: B 80 capacity. It has slightly bencr mechanic
Corring tempemure. Sand castings, 750 to UNS iuimbcr. 8010 properties os die cast ttian as rand cast. 820 OC (1380 to 1510 OFI - - - - - ~ c f d a 6 ü i r ~ . Ckr-rhieldkd arc wclding with Mccfrinical Propertics IIUU or EZ33A welding tod. fair; huvy- Chmicd COmPorhion TCILS~IC properrics. Sand at ings , F tcmpc section castings rcquirc stress relief ifter Composition limits. O.«) to 1 .O Zr. 0.30 mpx tensüc Itrrngrh. 180 MR (26 ksi); yk welding. othcr (toiai). ôal Mg strcngth. 55 MPa (8 ksi); clongation, 1%
Die castings, F temper: tensiIt strcngth, 16!i MPa (24 ksi): yield strength, 83 MPa (12 ksi); elongation. 8% T'ensile propenies versus temperarure. See Table 39. Shear strengrh. Sand castings, F tcmper: 55 MPa (8 ksi) Bcaring properries. Sand castings, F tcmper: dtimate bearing sutngth, 317 MPa (46 ksi); bearing yitfd sangth, 125 MPa (18 ksi)
?ensile propenies, T6 tempet: te; strcngth, 260 MPa (38 ksi); yicld smr 195 MPa (28 ksi); clongation, 3% in 50 (2 in.) Temile propenies versus temperature. Table JO and Fig. 28 and 29. Compressive properties. Tb temper: c pnssive stnngth, 345 MPa (50 ksi); c pressive yield strtngth, 195 MPa (28 k! Hardncss. 65 to 85 HB Poisson's ratio. 0.35 Elastic m4dulus. Tension, 45 GPa (65 a psi) (sec aiso Fig. M); shear. 17 GPa (2 IO6 psi); compmsion, 44 GPa (6.4 x 10d Impact strength, Charpy, at 20 T (68 unnotchcd, 6.8 to 13.6 J (5 to 10 ft V-notchcd, 1.4 to 2.7 J (1 to 2 ft - Ibf) Fatigue srrength. Sec Fig. 31. Creep-rupture characreristics. Sec Tabl and Fig. 32. Specific dumping capaciry. 0.4 a! n qua1 to fû% of tende yield svcngth
AMS. Sand castings: 4418C ASTM. Sand castings: B 80. Permanent mold castings: B 199. Invcstmcnt castings: B 403 UNS numbcr. M18'30 Governrnent- Sand castings: QQ-M-568. Sand and permanent mold castings: MIL- M 4 M 2 B . Permanent mold castings: QQ- M-55 Foreign. Elcktron MSR-B. British: DTD 5055. French: MSR-B AECMA MG-C-SI. Geman: DIN 1729 3-5164
T h m l Pmperties fiquidus temperature. 650 O C (1200 "F) Solidus remperature. 650 "C (1200 OF) Coeficienr of linear thermal expansion. 27 d m K (15 pin./in, - T) at 21 to 200 'C (70 to 400 Tl Thermal conducriviry. 122 W/m . K (71 Btu/ft h "F) at 20 O C (68 'F) Lurent heur of fusion, 343 to 360 iüikg (148 CO 155 Btu/lb)
Chemicd Composition Composi~ion iimits. 2.0 to 3.0 Ag, 1.75 to 2.5 Nd-rich rare carths, 0.4 to 1 .O Zr, 0.1 Cu max, 0.01 Ni max. 0.3 max othcr (total), bal Mg Conscquence of cxcetding impuriry limirs. Zr content beIow 0.5% m y rcsult in some- what coarser ascast grains and lower me- c hanical propenies.
Typica? uses. Sand and permanent mold castings uscd in the solution-treatcd and utif~cially agcd condition Cr6 tempcr), with high yieid strcngths at temperanimi up to 200 OC (390 OF). Castings have exccilcnt short-timc cfevated-tcmperanire mechani- cal propertits and uc pressure tight end weldablc.
Casting remperature. Sand castings. 750 to 820 T (1380 to 1510 O F )
Weldabiliry. Can bc rcadïiy weldcd and roldertd
Trnka4 mrmmnin cumr for 8epw 23 smd u s t test ban d HiQlA
506 / Specific Metah and AIloys
thcmul Pmpwties fi~uidus temperarure. 645 'c (1 19o'"f) Solidus remperarure. 550 O C (1020 OF) Coeficienr of linear thermal expansion. 26.7 d m - K (14.8 phf in . T) at 20 to 200 T (68 to 390 "F) Spccific hear. 1.00 kJkg . K (0.24 Btdib - T) at 20 to 100T(6û to 212 T) Lorent heur of fusion. 373 kllkg ( 160 B tub) Thermal conducriviry. 1 13 Wlm K (65.3 BtuHt-h-"F)
Weldobiliry. Gas-shielded arc wdding with welding mi of base mctal composition,
Solution temperature. 520 to 530 OC (970 to m m Aging remperafure, 200 OC (390 "F)
speitications Foreign. Eiekvon QH21A
tempcr). I d d y suited for 8irrraft and aci spacc componcnts, cspecially wherc prcsst tightness is rcqriircd. This aUoy is of lar internt to designers and smss enginet for highiy stresscd components opcrating ~ u p t 0 2 5 0 a t ( 4 8 o 0 F ) .
Mcdunial Ptopcities Tcns~e properties. Sec Table 42 and Fig. 3 Fatigue srrength. See Fig. 34. Creep charucreristics, See Fig. 35.
&ctriul Propcrtics Qmnicd Composition MIrr Chiractm"stia
Electncal conduçtivio. 25.tR IACS sf 20 Composition limits. 2.0 CO 3.0 Ag. 0.6 to 1.6 Denriry. 1 -83 gkm3 (0.066 Ib~in.~) at 21 ' (68 Tl Th, 0.6 to 1.5 rare evths (composeci of at CIO "F)
least 7û% Nd), 0.40 to 1 .O Zr, 0.20 Zn max, Electn'caI resisriviry. 68.5 dl m at 20 .C -, Ni O.M - propcrta (6s 'F) (total), bal Mg. Optimum total for Th plus Liquidus temperature. 640 OC (1 185 OF)
Fahication Characteristics rare earths, 1.6 to 2.2 Solidus tempertlrure. 535 T (995 T )
Coeficienr of îïnear thermal expansior Casting temperature. Sand and permanent wiab 26.7 d m . K (14.8 uinJin. - OF) at 20 t . -
mold casth&, 750 to 820 "C (1 380 to 1 9 0 OF) Typicd mes. Castings used in sdution-heat- 100 * (68 to 2 t 2 OF) b#Lfcâ and Utinciaüy -cd condition CT6 Spcc$c hem. 1-00 kJ/kg K (0.23 BnJlb 'I
. .
Stnin. % Srmin. K
Tamik unnqih. Lui Vdd nmigm. ksi E l ~ i o n i n W m m o r 2 m . . U
Fi& 25 Distribution of tcnrllc -nia for sepntcly wnd cut tes! brrr of H23U-TS
Thermal conductiviry. 113 W/m K (65 Fibiiatioii chamct~~rtit~ BtuCft-h-T)at2l0C(70"F) Castabiliry. Fine-grain alloy with good cast-
ing characteristics Ekaricll Propertits Casting temperature. Sand castings, 750 to Eiecrrical resistiviry. 68.5 nfl - m 820 'C (1380 to 1510 Tl
Weldabilify. Fully wcldablt by the gas sttn arc proctss, using rod of the base composition
Spdficatiom ASTM. Sand B 80. Prrmanent cpstings: B 93, Investmcnt castings: B UNS nrtmber. Ml8430
Ctmnicd Cornpolition Composition limits. 3.7 to 4.3 Y, 2.4 i mm earths, 0.4 to 1 .O Zr, 0.15 Mn max, ( max, 0.03 Cu max, 0.01 Si max, 0.0 max, 0.2 Li ma%, bal Mg. Rare earrhs o of 2.0 to 2.5% Nd with the remaindcr prising heavy rare eanhs (HRE), pfinc Tb, Er, Dy, and Gd. nie HRE fiact d i d y riclatcd to the Y content of the
(that is, Y it pr#ait in a M>crillial&OY-îûHRE mumrrr). Conscqurnct of exceeding impur@ limirs- Zr unitent k l o w 0.5% may rtsuit in somc- what c o w r ascas grains and lowtr me- chanid propcrrics.
Typical uses. Sand castings used in the solution-hm-trçated and rirtificiaily agtd condition Cf6). Castings =tain propcnics at elevated temperatures (5250 'C, or 4ûû "F) for taendcd mods of tirnt (>SW h). and tbey arc pressure tight and wcldablc.
Trnsik propenics. T6 temper: tcnsüe srrcngth, 250 MPa (36.3 ksi): yicld strragth, 162 MPa (23.5 W . dotqation. 2% Tcnsile propenics venus temperature. Sec Table 43 and Fq- 36- EIattic modulw. Tension. 44.2 GPa (6-4 x 106ps~at2ûOC(68OF) Creep characterisrics. Sce Table 44. Poisson's ratio. 0.27 Hardncss. 75 to 95 HB
Casting remperature. Sand castings. 7% to 820 T (1380 to 1510 OF) Weldabilityr). Gas-shiclded arc wclding with weld rod of base metal composition
GJrmkmRcristuKL ASTM B 117 salt fog resr. 0.1 to 0.2 mgi aIt2/&y
AMS. 4426 ASM. Sand castiqp: B W. Pcnniuunt mold autings: B 199. Invcstment canings: B 4û3 UNS number. M 184 10
ChcmKIIComposition Compasriion finürs. 4.75 to 5.5 Y. 2.0 to 4.0 rare earths, 0.4 to 1.0 Zr. 0.15 Mn max, 0.2
Zn ma.%, 0.03 Cu max, 0.01 Si max. 0-ûi m. 0.2 fi max, bai Mg- Rare eanhs sist of 15 to 2.W Nd with the rtmai wmpnsing heavy rare d s (HE) . cipally Tb, Er. Dy, and Gd. T'he 1 fraction is dircctiy rcïated to the Y coi of the aiioy (that is. Y is prescrit nominal 80Y-20HRE mixture). Consequence of exceeding Ynpurfty lü Zr coaterit k l o w 03% may mult in sc what coaner ascast grains and l own chan id properties.
Typical wes- Sand castings uscd in solution-hcat-treated and anificiail y a Cr6) condition- Castings rctain pr~pcnic high ternpmnires (300 OC. or 9 0 OF) short-tem applications (up to IOOO h) ut pressure Wt and wcldablt,
Tende propcrries. T6 tcmper: tcn strength. 25û MPa (365 ksi); ykld rtrrnl 172 MPa (24.9 ksi); dongation. X6 Tensilc propenics versus remperutrcrc. Fq. 37-
Atm.caœ'F3 ... ... 10 ...... -...150 21.6 - * . - . . .- .-. ...
100.-..-~-~--120 17.4 1Y) m.5 165 t).â - - - .. - . . . 1 . . - 13.0 tas ud .la 16.0 1s 21-7
A f w , % O # T ) ... S . . ... IO..- ..... - . O 120 1 U.0 ... . . *
100.-.....---55 f3 10.6 87 a 6 iû5 u.0 110 1 Iam S . .
.-. S . . a.* .......... ss 1.0 n 103 n I
lusr,TcrrT) ... IO. ......... 32 4.7 rl a0 ... .-. ... . . -
100 ....-..... 17 2.5 ab 3.7 # 4.7 10 5 3 ... lm -..,..-- *: - - S . . IO 1.4 16 U 0 3 1 2b w h a i e Y i i b l r r r r ; r
51 0 1 Specific M e a s and Afloys
E f f M of tempenture on the nmigth of QEW-T6 mnd castings Effw of tempcmure on the elrittc rn fis 30 lus of Q=-T6 and castins,
Compressive propertics. T6 iemper: com- pressive strength, 410 MPa (59.5 ksi); com- pressive yield sucngth. 172 MPa (24.9 ksi) Uasric rnodufus. Tension. 44.4 GPa (6.4 x 106 psi) Creep chracren3tics. Set Table 45. Poisson *s ratio. 0.27 Hordness. 75 to 95 HB
~ffect of iempenture on tite elongaiion moId castings: B 199. Invcstment Fis 29 Q m k r 6 W cating 8 4û3
Miss Chamderistics UNS number. M 1663 1
Demiv. 1-85 g/cm3 (0.067 Ib~in.') at 20 OC Chmial CornPosifion (68 "F) Com~osi~ion lirnits. 5-5 to 6.5 Zn. 2.4 ro r - - -
CU, 0.25 to 0.75 Mn, 0.20 Si max. 0.010 max. 0.30 max othcr (total). bal Mg
tquidus temperature. 640 OC ( 1 185 OF) Solidus remperurure. 545 to 555 O C (1 0 15 to A ~ l i c a t h 1030 "f) Typical uses. Sand castings used in I The~Iconduaiv iry . 52 Wlm . K (30 Btum solution-heat-treatcd and anificially ag
h - OF) at 20 "C (68 OF) Cr6) condition. Supenor pnipenies
Ekarid PIopcrtics AZ91C-applications wi:h kt ter kastabiiir Usefiil in pressure-tight applicarions. C
Uectrical resisrivify. 173 - m at 20 O C (68 bt wclded
Tcnsile properries. T6 temper: tensi strcngth, 210 MPa (30.5 ksi); yield svengtl 125 MPa (18.1 ksi); 3 to 5% elongation Tensile properties versus temperoture. Se E g - 38. Uastic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 : lû" psi) at 20 T (68 OF) Creep chocterisrics. Sec Fig. 39 and 40- f oisson 's rurio. 0.27 Hurdncss. 55 to 65 HB
Etbr Uunctcristics Dendry. 1.W g/cm3 (0.068 Iblin.') at 20 "C (6% "F)
Fabrication Chandefistics Casting remperarure- Sand castings, 7% to 820 'C (1380 to 1510 Tl Weldability. Gas-shieldtd arc welding with wcfd rod of base metal composition
ASTM 3 117 sait fog test. 0.1 to 0.2 mgi cm2/day
Fatigue c)uraCteristiu of QMA-16 und Fis 31 castings. ~aunng bu<n wottkr) ruO; nu- Chine sped. adQ Hz
Spcificationr niicnnJPtoprties ASTM. Sand B 80. Permanent &uidus temperature. 635 OC (1175 OF)
Effm of temperature on the strengrh of 33 QH2lA-16 und astins
Solidus remperarure. 465 'C (870 Tl Thermal conducriviry. 122 W/m - K C I O S B t m h . OF) at 20 O C (68 OF)
fabrication Characteristics Weldability. Gas-shielded arc welding with weld rod of samc base metal composition
Spccificat ions ASTM. Sand castings: B 80 UNS number. M 1641 0 Foreign. Elektron RD. British: BS 2970 K G S . German: DIN 1729 3.SIOI. French: AiR 3380 Ri5
Qimiical Composition Composirion limirs. 3.5 to 5.0 Zn. 0.75 to 1.75 rare earths (as mischmetal), 0.40 to 1 .O Zr, 0.15 Mn max. 0.10 Cu max, 0.01 Ni max, 0.30 max other (total), bal Mg
Consequence of exceeding impur@ limirs. Content of lcss than 0.6% soluble Zr may increase grain sizc and thus rcduce mechan- ical properiics; weldabiiity also may dt- crC8Se.
Applications Typical uses. Sand castings used in the artificially aged condition Ci5 temper), with bcttcr castability than ZKSIA and good strcngth up to 93 OC (200 OF). Use- fu1 in pressure-tight applications. Can be weIded. Stress rclievcd at 345 'C (650 'FI
Tende propenies. TS tcmper: t ende sucngth, 203 MPa (30 ksi); yicld strength, 140 MPa (20 ksi); elongation, 3.5% Tensile properîies versus remperarure. Sec Table 46 and Fig. 41. Compressive propenies. TS ttrnper: com- pressive strcngth, 345 MPa (50 ksi); com- pressive yield sucngth, 140 MPa (20 ksi) Impacr srrengrh. Charpy V-notch, 1.4 J (1 ft
Ibf) Elastic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 x IO6 psi): shcar, 17 GPa (2.4 x 10' psi) Creep chractensrics. Sec Table 47. Poisson ' s ratio. 0.35 Bcarïng properties. Ultimate bearing strcngth. 4û5 MPa CIO ksi); bearing yield strcngth, 350 MPa (5 I ksi) Hatdness. 62 HB or 72 HRE
Liquidus temperarure. 645 OC (1 1% Solidus temperature. 525 OC (975 "1 Thermal conducriviry. 113 Wlm . B t u l f t - h - T )
Fabrication Charadtristics Casring remperature. Sand casting! 820 "C (1380 to 1510 "F) Weldability. Gas-shitldcd arc wtld: weld rod of base metal compositioi cornpletc dl weiding M o r e hydrogc ment; stress rdief rcquired
AMS. Sand castings: 4425 UNS number. Ml 6630 Governmenr. Sand castings: M-46062B Foreign. Elektron ZE63A. Britisl 5045
aimiid Composition Composition limiis. 5.5 to 6.0 Zn. 2 rarc carths. 0.40 to 1.0 Zr, 0.10 C 0.01 Ni max, 0.30 max other (total),
SI2 / Specific Meds and AlIoys
Applications Typicd uses. Sand and investment castings uscd in solution-heat-tnatcd and anificiaiiy agcd condition Cf6 tcmper). Espcciaily useful in thin-section castings for applications re- quiring high mechanical strrnglh and € d o m h m porosity. Speciai heat trcatmcnt in hy- m e n is rcquircd to dcvefop pmpcnies.
Mcclunical Propertks Tensile properries. T6 tcmper: tcnsiIe strength, 300 MPa (4 ksi); yicld strcngth, 190 MPa (28 ksi); elongation, 10% in 5.65 fi Tende properties versus remperarure. Ste Table 48.
Effect of test tempenture on the teniile Fis 36 pmpenies,,
Compressive properries. T6 ternper: com- pressive strcngth, 450 MPa (65 ksi); com- pressive yidd strcngth, 195 MPa (28 ksi) Hardness. 60 to 85 HB Poisson's rurio. 0.35 Eïcrstic modulus, Tension, 45 GPa (6.5 x IO6 psi); shcar, 17 GPa (2.5 x 1@ psi); compression, 44 GPa (6.4 x IO6 psi) Impacr strengrh. Unnotchcd. 0.33 to 0.55 1 (0.24 to 0.41 ft Ibo; notched, 0.063 to 0.084 J (0.M to 0.062 ft . Ibf) Plane-main frocturc roughness. 27 U P a 6 (24.5 ksi*) Creep chcrracteristics. Sec Table 49.
M u s Characteristics Densiry. l .al g/cm3 (0.067 Ibfin.') at M 'C (68 "F)
Table 45 Cr* Qm9crtieS of WES4 iiugnesium rfby
Effm of test tempenture on the m- 37 pmp, of,
lhewnal Propcrtits Liquidus remperature. 635 OC (1 175 '1 Solidus ternperarure. 5 10 O C (950 OF) Coeficienr of linear rhermnl expar 26.5 )tm/rn . K (14.7 pinJin. - OF) Spec$c heat. O.% kJn<g K (0.23 BtWi Thermal conducriviry. 109 Wlm - L Btutft h - "F)
Ekarical Pmperties Eïectrical conducriviry. 303% IACS , 'C (68 OF) Elccirical resirtiviry. 56 nCî rn at 20 "C (C
Fabrication Chamctdstics Casting remperarure. Sand castings. 71 820 "C (1380 ta 1510 T) Wddabiiiry . Gas-shielded arc welding ZE63A wetding rod, vcry good. Mus we1dcd prior to heat trcatmcnt
39 Sims-iime rekiioiuhips for specified ioul nnins of ~ g m s i u m rltoy
fig. 40 Stress-rime relrtionships for r p c i f d cmep -ns of magncrium dloy ZC63. (a) At 150 T O(K1 W. Ibt A, aT) .C 0n) Tl
ZH62A J
Sptcifications AMS. Sand castings: 4448 ASTM. Sand castings: B 80 SAE. 1465. Former SAE alloy number UNS m m ber. M 16620 Govemrnent. Sand castings: QQ-1 MIL-M-46062 Foreign. Elcktron 126. British: BS MAG9. Gennan: DIN 1729 3.5 102. Frt AIR 3380 TZ6
Umniul -ion Composition limirs, 5.2 to 6.2 Zn, 1.4 tl Th, 0.50 to 1.0 Zr, 0.10 Cu max, 0.0 max, 0.30 mnx other (total), bal Mg
Appticatiorrr Typicai uses. Sand and permanent I castings used in utificially aged cond (TS temper) for mm-temperature ser Higtiest in yield strcngth of rll magne!
514 1 Specific Mtab and Alloys
Table 46 Typical lensile pro~crtics of ZEll A-15 mnd a d i n g at ekvated temperatures Froperriti dcctnnincd on seprnety cut tm bars
T d l - S;h-"b7 r-turmiia .r T L ~ I ~m u am. s
T a k 47 Cmep propeities of ZE4lA-TS und castings
1 ............. 43 6 3 74 10.7 112 16.3 . . -. . 10. ............ 43 6.2 71 10.3 15.2 . . - - .. ... 100 ............. 41 6.0 68 9.9 I0I 99 14.3 -.-
Iaio ............. W 5.0 63 9.1 a6 125 ..- . . . A t m Y ( 4 m n
1 ............. 38 5.5 67 9.7 IIW 15.1 . - - .. . ... 10 ............. 33 4.8 54 8- 1 9 1 13.2 ...
104 ............. 23 3 A 4 I 6.0 74 1 0.7 . . ... ... 1000 ............. 14 2 1 23 13 37 5.4 . . .
casting alloys except ZK6iA-T6 and QE22A-T6
Tensik properries. TS remper: tcnsile strtngth, 240 MPa (35 ksi): yield strength, 150 MPa (22 ksi); clongauon, 4% in K1 mm (2 in.). Sec also Fig. 42. Compressive yield strengrh. T5 temper, 150 MPa (22 ksi) Poisson's ratio. 0.3 Elustic modulus. Tension, 45 GPa (6.5 x IO6 psi); shcar, 17 GPa (2.5 x 10" psi) Hwdness. 70 HB Impact strengrh. Notched I d , 3.4 J (2.5 ft
fbf) at 20 T (6% OF)
klrsr C)riraderistia Drnrity. 1.86 gkm3 (0.067 Ibfin.') at 20 "C (68 "F)
Thcnnif Plopcrtk Liquidus remperature. 630 "C (1 1 ?O "F) Solidus rempcraiure. 520 OC (970 ''F) Coeficienr of linear thermal expansion. 27.1 d m K (15 pinJin. - OF) at 20 to 200 T (68 to 390 OF) Specific k a t . O.% 1Jkg - K (0 .3 Bnitlb T)
Latenr k a t offusion. 373 kl/kg 1160 Thermal conductiviry- 1 1 O W/m - Btu/ft h . T) at 20 "C (68 OF)
Casring temperature. Sand castings, 820 O C (1380 to 1510 T) WeldabiIify. Gas-shieldtd arc weldini EZ33A or PI62.A wtfding rod, poor hgs should k hcat trcated aftcr welc
Sprcifications AMS. Sand castings: 4443 ASTM. Sand castings: B 80 SAE- J465. Former SAE aIloy numbei U M number. MI6510 Gavernmcnt. Sand castings: QQ-M. Ml L-M-46062 Foreign. EIektmn Z52. British: BS MAG4. French: AIR 3380 ZSZ
Chmical Compiorition Composition limits. 3.6 to 5.3 Zn, O.! 1.0 Zr, 0.10 Cu rnax. 0.01 Ni max. 0.30 othcr (total), bal M g
Applications Typical uses. Sand castings uscd in ai cially aged condition CTS temper), with 1 yitld strcngth and good ductility. This a is suggcstcd for highly stresscd pans are small or rclativtly simple in des Solution treament is not required.
Tcnsile properries- TS tempcr: tcn smngth, 205 MPa (30 ksi); yield sueni 140 MPa (tO ksi); elongation, 3.5% in 50 1 Q in.) Tensile prapenies vcrsus remperature. ! Table 50. Shearsrrength. TS temper, 150 MPa (22 1
Fig. 42 Distribution of iensile propcrtio for sepantciy art test bars of Z~m-f5
Cumpressi\,e propenies. T5 tcmper. corn- Solidifcarion shrinkage. 4.25% pressive sucngth, 345 MPa (50 ksi): corn- Vclumc change &ring cooling. 5% conttac- pressive yicld strcngth. 140 MPa (20 ksi) tion from 600 to 20 "C (1 110 to 68 T) Beaniig properries. T5 tempcr: ultimate Mng suength ,485 MPa (70 ksi); bearing yield sucngth . 350 MPa (5 1 ksi) T k m a l Proprlies Hardn~ss. 62 HB or 72 H E Liquidus remperarurc. 640 OC (1 185 OF) Creep characrerisrics. See Table 51. Solidus rcmpcrarure. 560 O C (1040 OF)
~one~ui~ibriirm solidus remperature. 550 OC hias Chanderistics (1020 OF) Densiry. 1.83 @cm3 (0.066 tb /h3) at 20 T Coeficient of linear rhermal expansion. 26 (68 OF) d m K (145 )u'n.iin. OF) at 20°C (68 "F)
Table 50 Typical temile propertics of UOi A-TS und at ckvritd tmiperatum Propcrlies daemiintd using sepamely as t test bars
--T T e - Wcirpl
T L(h U Mi U -bs œ a h h *
25 75 ................ 275 40 IBO 26 6 95 200 ................ 205 30 145 2 i IZ 1SO U10 ................ 160 23 II5 17 14 a5 4W ................ Il5 17 90 13 17 260 %XI ................ 83 12 62 9 16 3 15 660 ................ 55 8 4 1 6 16
Spec8c hcar. 1.02 W/kg - K (0-244 Bi "F) at 20 "C (68 'F) Lurenr heat of fusion. 3 18 kJIkg ( 1 37 B Thermal conducrivity. 1 1 O W/m - 1 Btdft h . "F) at 20 O C (68 "F)
ulcctrical Properties EIccrricol conducrivit)-. 28% iACS at : (68 'F) Hecrrical rcsistivity. 62 nn m at 20 'i W . Temperature coeficimt, 0-16 nfl pcr Kat 20 "C (6û 'F)
Fabrication Chamderistics Cusring tempcrarure- Sand castings, 7: 820 "C (1380 to 1510 T l Weidabiliry, Gas-shieldcd arc wclding EZ33A or ZKSIA rod (EZ33A prcfen Iimitcd; preheating not necessary, may be usci postweld heat treatmen quirai
A L W . c ~ . F ) 1 ................ 47 6.8 U 12-3 a.0 .- . .-. 10 ............... -44 6.6 U3 120 If 13 1 n.0 ... ... 100 ............... -42 6.1 76 11.0 125 ILI . .. -.. ... Io00 ............... -37 5.4 6B 9.8 1 14 163 .- .
A!UO.c(310m
1 ............... -43 63 74 10.7 II2 16.3 ... . . . ... 10 ............... .43 63 7 l 10.3 105 15.2 . . . ... ... 100 ............... -41 6.0 611 9.9 OP 14.3 ... laQO ............... -34 5.0 63 9.1 86 125 . - - ruwrcoam
... I ........... -...,38 S 5 67 9.7 104 15.1 -.. tO ............... -33 4.8 % 8. l 133 . . - .-.
100 ................ U 3.4 4 1 6.0 74 91 10.7 ..- . . . la ............... .14 XI 23 3.3 n 5.4 - . . ... ~=YIY=m
1 ............... .tB 4.1 39 S.6 55 8.0 66 9.5 10 ................ IO 2.3 23 3.4 33 S. 1 43 62
100 ................ 7 1 .O 12 Id 21 3.0 2S 3.6 !am ................ 6 O B f 1 .O 10 1.4 12 1.7 @ l T a u t ~ . q r i . b i o i r v l ~ p r P r ~ ~ ~ ~ M U O d
Composition lirnits. 5.5 *O 6.5 Zn, 0.6 to Zr, 0.10 Cu rnax, 0.01 Ni max, 0.30 I othcr (total), bal Mg
Applications Typicd uses. Simple, highly strtssed c mgs of unifonn cross section. High in ci Intricatc castings subject to microporo! and cracking due to shrinkage- Nos rclc weIdcd. SomcWnes used in the cvrificii -cd condition CI'S tcmper) but usually the solution-hm-treated and Srtificii -cd condition (T6 tempcr) t o develop pn crties fuIIy
Teasile pmpenies. T6 tcmpcr: tcn! strength, 310 MPa (45 ksi); yield strrng 195 MPa (28 ksi); clongation in 50 mm m.), 10%
~ a i g u e propcnies. A< ~cprf cqunt to thore -' P m k ~~briation a u r i c r ~ c s of the Mg-AI-Zn ailoys tr;quidus iempcrarure. 635 'C (1 175 WeldabiIity. Not readily wcldable. Adc
Solidus iemperarurr. SM T (9û5 OF) Mrrr Qu-meristics
of Th or tarc e s dtcrtascs porosit Coeficienr of [inear thermal expansion. improves weldabiiity.
Demity. 1.83 g/cm3 (0.M 1b/h3) at 20 T 27.0 d m - K (15.0 pinJin, - T) at 20 to Custing rempcrature. Sand castings. i (68 .F) 200 "C (68 to 390 Tl 815 T (1300 to IHK) OF)
Annexe C
Propriétés physiques du magnésium pur
Tiré de: Pro~erties and Selection: Nonferrous
Al lovs and Speciai-Purpose Materials, Metals
Handbook. lorn edition, vol. 2, ASM, Metais
Park. OH, 1 990, 1328 pp.
Tensile propenies. Sce Table 24; sec aIso 16 Ref 45. Compressive properiics. Set Table 24. Hardness. Sce Table 24. Elasric modulus. Tension at 20 OC. 99.98% 17 Mg: dynamic, 44 GPa; static, 40 GPa. 99.80% Mg: dynamic, 45 GPa: static, 43 GPa. Scc also Fig. 59. Damping capacity. Sec Fïg. 60. 18. Cr~ep-rupture char~crerisrics~ Sce Fig. 61 and 62. 19. Dynamic liquid viscosiry. At 650 O C , 1.23 mPa s; at 700 OC. 1.13 mPa . s (approxi- mate values) 20. Liquid su$ace tension. At 68 1 OC, 0.563 Wm: at 894 OC, 0.502 Nim (Ref 54) 21. Coefficient of friction- 0.36 at 20 O C , rnag- 22. nesiurn venus magnesium 23.
1. F.J. Krenske. J.W. Hays, and D.L. 25. Spd. J- Met., Jan 1958, p 28
2. "High-Purity Magnesium." Bulletin 26. TIB 551. Dominion Magnesium. Ltd. W. Leitgehcl. 2. ~norg . Allg. Chem.. Vol 202. 193 1, p 305 R.S. Busk. T'ns. MME, Vol 188. 1950, p 1460 F.W. Batchelder and R.F. Raeuckle, Phys. Rev., Vol 105, 1957, p 59 F.E. Hauser, P.R. Landon. and J.E. Dom, Trans. ASM. Vol 48, 1956, p 986: Truns. ASM, Vol 206. 1956. p 589 A.R. Chaduri. H.C. Chang. and N.J. Grant, Tram. AIME, Vol 203, 1955, p 682 Technical Report 55-241, Wright Air Developmtnt Ccnter, Dow Chernical Company, Aug 1955 R.E. Reed-Hill and W B . Robertson, J. Mer., Vol 209, April 1957, p 4% S.L. Couling and C.S. Roberts, Acra. Crystallogr., Vol 9. 1956, p 972 R.E. Retd-Hill and W.D. Robertson, Acra Merall., Vol 5, 1957. p 717 R.E. Reed-Hill and W.D. Robenson, Acra Merall., Vol 5, 1957, p 728 R.S. Busk. Trans. AIME, Vol 194, 1952, p 207 Adolf Beck, The Technology of Magne-
sium and Its Alloys, FA. Hughes and Company, Ltd., 1943 H. Grothe and C. Mangclsdorff. 2. Merallkd., Vol 29, 1937. p 352 F.D. Rossini, D.D. Wagman, E.H. Ev- ans, S. &vine, and 1. Jaffé, Circular Mû. National Bureau of Standards. 1952 D.R. Stull and G.C. Sinkt, Themody- namic Pmpenies of the Elements, Ad- vances in Chemistry Series, No. 18, American Chemid Society, 1956. p 124 HI Hartman and R. Schneider. 2. An- ors. Aflg. Chem., Vol 180, 1929, p 275 RA. Townsend, in Merals Hundhouk, Amcrican Society for Merals. 1948, p 1013 P. Hidnen and W.T. Swceney. J. Res. Nail. Bur. Stand.. Vol 1, 1928. p 771 K. SchecI, 2. Phys.. Vol 5, Igtl. p 167 J.B. Austin, Physics, Vol 3, 1932. p 240 H. Esser and H. Eusterbrock. Arch. Eisenhürtenwes., Vol 14, 194 1. p 341 P.W. Bridgmm, Proc. Amer. Acod. Ans Sci., Vol 67. 1932. p 27 RA. McDonald and D.R. Stull, Am. Chem. Soc., Vol TI, 1955. p 5293 W. Bungardt and R. Kaltenbach, Mer- allwirrsch- Metallwiss. Tech., Vol 4, 1950. p 317 E.J. Salkoviu, AJ. Schindler, and F.W. Karnrncr, Phys. Rev., Vol !OS, 1957. p 887 F.H. Ham, Phys. Rev., Vol 84 (No. 2). 1951, p 855 E. S d a and W.D. Robertson, Trans. AIME. Vol 197, 1953, p 1141 A. Roll and HI Motz. 2. Metalikd., Vol 48 (No. 5). May 1957, p 272 J.L. Nichols, J. Appf. Phys., Vol 26 (No. 4). 1955, p 470 R.W. Powell, Philos. Mag., Scrics 7, Vol 27 (No. 185), 1939, p 677 G. Gnrk and E. Schicdt, Z. Anorg. Mg. Chem.. Vol 194, 1930. p 190 G. Gmbe, L. Mohr, and RI Bornhak, 2. Wekfrochem., Vol 40, t 934, p 160 Temperafrrre, ifs Measuremenf and Conrrol in Science and Indusrry, Amer- ican Institute of Physics. Rcinhold. 1941, p 1308 R E McNulty and J.D. Hanawalt, Tram. Elecrrochem. Soc,, Vol 8 1, 1942. p 429 M. Gaber, Michigan Statc University, private communication, 1958
38. W.W. Coblcnt. J. Franklin Insr., 170, p 169; Bull, Narl- Bur. Stand., 2. 1W, p 457 and Vol 7, 191 1, p 15
39. P. Dm&, Am. Phys., Vol 39.1890, p JO. Hundboak, Amencan Insritute of Pl
ics. Mffimw-Hilf, 1 9 s 41. "Chari of the Nuclides," Knolls At(
ic Powcr Laboratory. Gened Eiec Company. 1 956
42. L. Whitby, Mwesiurn and Its Alla in Conosion Resistance of Metais c Alloys. 2nd cd., Rtinhold, 1963
43. "Srandard for Magnesium," No. National Fire Protection Associatil 1957 Rcpon of Independent Research Ca mittee on Cutting Fluids. A m , Au mot, Ind., Vol 88 (No. 8). 1943, p 4 M.W. Toaz and EJ. Ripling, Tra, MME, Vol 206, 1956, p 936 J.R. Fndcrick, Ph.D. dissertation. U venity of Michigan, 1947 I.R. Frcdcnck and C.H. Church. U versity of Michigan, private cornrnui cation, 1957 D.W. Lcvinson and W. Graft, Arma Research Foundation, privatt comm nication, 1957 R.W. Fenn, Jr., Proc. ASTM, Vol 5 1958. D 826 RIE. ~ a r i n ~ c r , Battcllc Mernorial fnsi tute, privatc communication, 1956
51. W.A. Babington and G.F. Weissmai Bell Telephone Laboratones. pn'val communication, 1957
52, CS. Roberts. Truns. AIME, Vol 1 9 1953, p 1121
53, J.L. Bemard, R. Caillat. a n d R . D m Prugress in Nuclem Ehergy. Mcrallurg and Fuels, Vol 2. Pcrgamon Press, 19s
54. V.G. Givov, Alum. Magnesium Insr, Vol 14, 1937, p 99
Manganese (Mn) Cornpiled by Howard S. Avery, Consultant
Manganese is a silvery-gray or gray-whitc rnetal like iron, but with a faint pinkisl tinge. It oxidizes in moist air and in powdei form. and chus rnay appear black. The pow, der. especially if it contains impurities oi iron. may be pyrophoric: thcreforr, manga. nese dust suspendcd in air may be an cxplo sion hazard dong with king toxic at Ievcls above 5 mg/m3. Mangancst is attacked by wcak acids.
Mangancse is most widely uscd in alloys of iron: ksscr unounts arc uscd in other alloys, in batteries (whcrt the oxide MnO*, or pyrolusitc, serves as a depotarizer), and in the chcmical, glas, and ceramic indus- tries. Most steeb contain manganese mt Ievels ranging from (1% up to several pcr- cent. Manganese serves as a scavenger in steel because of its aninity for sulfur; it also modcrately enhanccs hardenability. At con-
11 34 1 Pure Meta&
(Rcf 39) Color. Bright silvery white Emissiviry. 0.07 at 2î "C (Ref 40)
Thermal neutron absorprion cross section. 0.063 2 0.004 b (Ref 41 )
GeneraI rcsistance ru corrosion. ïhe corro- sion nsistance to magnesium is dependent on surface film formation: the rate of for- mation, solution. or chemical change of the film varies with the medium to which it is exposcd and also with the alloying elemenis or impurities prcsent in the metai. Magne- sium has good rcsistance to both indoor and outdoor atmospheres and. in the absence of galyanic couples, even shows rcsistance to more aggressive environments such as sea- water. Indoor tarnishing is controllcd largely by the relative humidity. In mild manne and industrial inland atmospheres. the degrte of corrosion resistance far ex- ceeds chat of mild steel. In stagnant dis- tilied water at room temperature, magne- sium forms a protective film that stops action (Ref 42)- Resisronce ro specific agents, The action of salt solutions on rnagnesium is dependent on both the anion and the cation of the dissalvecl At . Neuual solutions of heavy metal salts will generôlly cause scvere at- tnck. Magnesium sufkrs Iittle. if any, attack in alkalies, chromates, fluorides, nitrates, or phosphates: more vigorous corrosion oc- curs in solutions of chlonde. bromides. io- dides, and sulfates.
Mineral acids, except hydrofluoric and chromic acids, dissolve magnesium rapidly. Aqucous solutions of organic acids attack magncsium, whereas fatty ocids (hot or cold, dry or containing water) do not-
Magnesium is not affecteci by aliphatic rnd uomatic hydrocarbons, ketoncs, cthcn. glycols, and dcohols, with the ex- ception of anhydmus methyl dcohol. n i e htler rcaction is inhibitcd, but not corn- pletely supprcssed, by the presence of wa- ter in the mcthyl dcohol.
Pure halogtnated organic compounds do not attack rnagnesium a! ordinary tempera- turcs. but at clcvated tcmpcraturcs, or if Wtet is present, corrosion cm k rcvcte. No marked tcaction was found to occur bctwcen magnesium and methyl chloride,
&on tetachloride, or chlorofom, even after prolonged hcating under incrcased pressures.
Lower alkyl halides, up to amyl denva- rives, have bcen shown to react with rnag- nesium only under pressure and at tcmper- aturcs in excess of 270 "C. but higher alkyl halidts are mponcd to react with magne- sium at their boiling points. In gencral. the prcscnce of water gnatly stimuIates the reaction between magncsium and haloge- nated compounds at elevated tempcraturcs. Fluorinated hydrocarbons are generaily without action on magnesium whcn dry (Ref 42). Additional information is available in the anides "Selection and Application of Magnesium and Magncsium Alloys" in this Volume and "Corrosion of Magnesium and Maenesium Alioys*' in VoIume 13 of the 9th Edition of Merals ffandbook
hbriation Characteristics Casting temperature, 705 to 760 T Type of flux. Opcn-pot melting, Dow No. 2SO: cnicible melting. Dow No. 310 Precaurions in melring. Molten metal must bc protccted from the atmosphcrc by the usc of incrt gas or proacctive fluxcs. Moltcn magnesium docs not react with carbon, silicon carbide. or combinations of these materiais. Thcrc is litde, if any. rcaction with motyWenum. tungsten, or tantahm. Low-carbon (weldd or cast) steel crucibles are used as conLainers for moltcn magne- sium of commcrcid punty; nickel-karing stetls should not be used for this purpose. Use a protective agent (Dow No. 181) to ptcvcnt magnesium from huming when it is king poured in an open atmosphcte. The usud safety prccautions obscrved with any mohcn metal should tic obstrvtd. Rcheat ail twts or metal introduccd in mohcn mag- nesium. Kecp pot settings frec from Von rcale. Precaurions in fabrication. A suppl y of an .pproved txtinguishing agent should bt d i l y accessible to any machining, grind- in8, or simitPr operations on mgmsium (additional information is avrilable in the article machini in^ of Magnesium and Mag- ~ s i u m Alfoys" in Volume 16 of the %h Edition of Metals Handbmk). G d house- kccping and s h v p machine tmls arc the k s r dctemnts to magncsium fims. Heat vr~ting furnaces should have i pmtcctive itmospherc, tuch as SO, or BF,, whcn
Damping apacity of mrgnnium as a iunc- 60 tion of sinin. Source: Re, M. 51
opcrating at high temperatures. Magnesium powder must be kcpt dry (Ref 43). Moctiimabifiry index. For pure magntsium and al1 magnesium alloys, 500 (frce-cutting brass = f 00) (Rcf 44) Hot-uorking temperarure range. 93 to rbove 482 4C for 99.98% Mg; In to above 182 T for 9 9 . m Mg Annealing temperarure. 150 to 200 "C. Max- imum rcduaion bctween anncals, 50 to W under suitable conditions Forming temperature. 150 to îûû MO for best rrsults loining. Rivet composition, oluminum alloy 5056. Oxyacetyknc wtld with pure magne- sium welding d, magncsium welding flux. and neutal flunc. Rcsistance welding is mtisfactory. Helium arc or argon arc weld- h g is prefcmd. Use pure magnesium weld- ing rod and M) flux. RecrystaIIizarion temperature. 93 OC for f h uineal lfter 3û% cold reduction (99.988 MO); 177 OC for a 1 h anneal after 3û% cold rcduction; 93 T for a 1 h anneal after 60% cold reduction (99.8056 Mg) (Ref 19)
1.76 1 -4
i.n 13 240
f z -
1-68 12 . i lm 3
-6 -a F 5 Y i
a 3 la
f YI
1.60 111, m 60 O a K I r O O L O O # O
Tanp.rnun. ' C 1% O
fempcnture depcndcnce of the specific O zoo cm cm fig. 56 , O 2w ral 600 4m Trm#titurr.*C at of mgnesium. Source: R d 25 Tan#r~un. 'C
fis 55 Temperature dependence of the density of fig- 5, iemperature dependence of the eIcc<riul mrgnnium. ~aurces: ~ e f 13 to IS 7 is in K. and K is in W h - K (Ref 2) mirtmty of mgnesiurn. ~aurccs: ~ e f 2i1 to
Heat of cornbution. 24 900 to 25 200 I d k g m. 32 to M At î5 "C: a = 0.32087 2 0.00009 nm; c = Mg 0.3209 2 0.00015 nm; cla = 1 -6236 (Ref 4.5) Eiecrrochemica! etpivalent, 126 mgK Slip planes. Rimary (0001). (1 120): second- Proprtics Electrolysic solution potenrial. 1-63 mV ver- ary. (10i0). ( 1 )?O\; {IO'TI). (1 120j at elcvared EIecrrical conductiviry. 38.6% IACS sus saturatcd caIornel electrode at 25 OC in temperatures (Ref 6 to 9) Efeczriral resistivity. Polycrystalline at 20 atratcd 3% NaCl solution (Rcf 36) Twinnin plano. Rimary (t072); second- OC: 44.5 dl nt (Ref 20.27). Liquid at 630 W . (30 6 }; (l013) at elcvatcd mnpcratum "C: 247 nfl - rn (Ref 28 to Ml. Along cryscal Prop*k (Ref 10, I l ) axes at 20 OC: 44.8 dl m alorig a axis; 37.4 Magneric susceptibiliry. Mass: 0.00627 to Cleavage plane. No definite clcavage plane nR m dong c axis (Ref 3 t ). Temperature 0.00632 mks (Ref 37) (Ref 6, 12) caeficient: polycrystaliine at 20 OC. 0.165 Magnctic permeabiliry. 1.000012 Minimum inreratomic disrance. 0.3 f % nm nfl m pcr K (Ref 271- Along crystai axcs at Fracture type. Sec Rcf 6 and 12. 20 "C: 0.165 nfî - m per K dong a axis; 0.143 Optka1 mdier
nR - m per K dong c axis (Ref 31)- Effect of Rcflecriviry. 72% at k = 0.500 pm; 74% at A h s s Characteristics tempenture. sec Fig. 57. Effect of alloying. = 1.00 Fm; 80% at A = 3.0 km; 93% at h = Alomic weighr. 24.3 12 sec Fig. 58 9.0 pm (Ref 38) Demiry. 1.738 @cm3 at 20 OC; solid. approx- Contact poteniial. +O.U mV v e m s plati- Refracrive index. 0.37 at A = 0.589 pm (Ref imately 1.65 @cm3 ai 650°C; Iiquid, approx- num at O to tOO OC (Rcf 35); -0.222 mV 39) imaicly 1.58 @cm3 (Rcf 13, 14). Sec atso versus copper at 27 OC (Ref 27) Absorprion consranr. 4.42 at A = 0.589 pm Fie. 55. Volumechangeonfreeing.4.29tshnnkape ,a Volume change during cooling. From 650 (solid) to 20 OC: 5% shrinkagt
Thermal Propcnies Mclring point. 650 "C (Rcf Id, 17) 120
Boifing point. 1 107 2 10 OC (Rcf 3, 17, 18) Thermal expansion. Polycrystalline at 20 E 'C: 25.2 p d m . K (Rcf 19 to 23). Values for JI magnesium alloys are approximately the g lm same: L, = L, [i + (24.81 + 0.0096?) x 2 IO"), wherc t is in T. Along crystal axes, from 15 to 35 'C: 27.1 pmfm - K dong a O-
u i ~ : 24.3 pmh - K dong c a i r (Ref 24) $ RO Speci/ic heat. 1 .O25 kJncg - K at 20 O C (Ref g - 2% Set also Fig. 56. w Latent heat o/fusiott. 360 to 377 k l k g (Rcf 251 60 Lurent heur of sublimarion. 61 13 to 6238 U/kg at 25 "C (Ref 17) Lutent hear of vaporization- SI50 to 5400 IJhg (Ref If) a Thermal conductivity. 418 Wlm - K at 20 "C O 0.5 1.0 1.5 2.0 u 3.0 3.5 4.0 (Ref 26) AJloying a l a m n t a.% Temperature dependence: KIT = 0-0 t 7 + 2.26 X IO'^/^, whcrt p is in nfl m. Fi& 58 Effect of rlloying additions on the ekarial resirtivicy of nugnaiurn. Sources: Ref 14.27
11 32 / Pure Metals
Tabk 23 Typical chemical compositions of pure magmsium avaiiabk commctcully
From 453-7 to 1700 K: PL = 21 -42 + O.OS23OT - (1.371 X 1 0 " ) ~ ~
wherc k is in W/m K and T is in K Vaporpressure. From 200 to 453.7 K:
-83 10 logio P = -
7 + 10.673
From 453.7 to 1700 K: -7975.6
loglo P = - T
+ 9.%24
wherc P is in Pa and T is in K Self-d~@usion coeflcient. For 195 ta 450 OC:
W r i c a l Proprt ies Hecrricaf resisrMy. Solid: 93.5 nll - m at 20 O C - Liquid: 250 nR . m at 180.7 O C
Temperarure dependence of elecrricul resis- rivity. From 200 to 453 -7 K:
From 453.7 to 1700 K:
where R is in IO'* R m and 7 is in K Thermoelecrric porential. Versus platinum (rcfercnce junction, O O C ) :
-
lonùution porenriaf. Li(I), 5.39 eV; LXII), 75.619 eV; LNIII), 122.419 eV
Migntic PropeificJ M a neric swceptibi[iry. Volume: 2.242 x 1 O-$ mks
Nuckar Ptopcrticr Stubk isotopes. 'Li, isotope mass 6.01512, 7.42% abundance; 'Li, isotope inass
7.01600.92.5856 abundance Unstable isoropes:
Thermal neutron cross section. 'Li, 45 z 10 mb; 'Li. 37 2 4 mb
Gencral corrosion bchavior. Lithium car- nishes quickly in oxygen, nitrogen. and moist air. Solubilities of various mctallic clements are very sensitive to the lithium punty.
Mechanicd Roperties Hardness. 0.6 (Mohs scalc) Dynamic viscosiry. r = 0.645 MPa - s at 180.7 "C; 0.140 MPa s at 1335 'C. From 453.7toI700K: =0.1157- 1.418~ IO" 2 + 4.229 x IO-fwherc p is in MPa s and T is in K Liqrrid surfiace tension. o = 0.3% N/m at 180.7 OC; o = 0.240 N/m at 1335 OC. Fmm 453.7 to l7OO K: a = 0.4738 - (1.627 X 10'4)T, where o is in Nlm and T is in K Vefociry of sound. For 185 to 827 "C: v = 4784.5 - 0.59 J T, whcrc v is in m/s and T is in K
Lutetium (Lu) See the section "Properties of the Rare Earth Metais" in this article.
Magnesium (Mg) Compiled by S.C. Erickson, The Dow Chernical Company Reviewed for this Volume by G r l Vass, Fansteel Wellman ûynamics
Rimary mgnesium has a minimum purity of W.8% and must meet dcfinitc spccifica- tions limiting individual impurities, This pu- nty is sunicient for most chernid and n i e t a l l ~ ~ c a l uses. Most of the pute magne- sium sold is produccd electrolytically as prirnary rnagnesiurn. For applications rc- quiring a minimum of specific impurities.
special grades of clectrolytic magncsium a available. Silicothennic magncsium is pi duced by thermal rcduction of magnesit oxide. High-purity sublimed magnesium produced by sublimation of primary elecu lyric magnesium under vacuum. Typic analyses are shown in Table 23. Unle othenvisc indicatcd. the propenies listc for pure magnesium were determincd metal of 99.98+% purity.
AIloyed with smaJl amounts of alurninw mangancse, rare carths, thorium. zinc. i zirconium, magncsium yiclds alloys w i ~ high ratios of strcngth to weight at bol room and clevatcd temperaturcs. The ailoj have unexcclled machinability. are worl able by al1 common methods, are stabfe i many atmosphcres, and have a high damj ing capacity .
Magnesium is an active chernical clcmer and reacts with many common chemicx oxidizing agents. A number of metals suc as thorium, titanium, uranium, and zirconi um are prepared by thermal rcduction witl magnesium. As a catalyst, magnesium i useful for promoting organic condensation rcduction, addition, and dehalogenation ce actions. It is useful for the synthesis O complcx and special organic compounds bj the Grignard process. Its use in pyrottch nics is well establishcd. Magnesium powdei can be disperscd in hydracatbons and rnixcd in solid propcllants for high-energ) fiels.
Magnesium alloyed with other rnetab, S U C ~ as duminum, coppcr, cast iron, Icad, nickel, and zinc, improves their pmpenies. It also dtoxidizes copper and bras, de- sulfurizes imn and nickc1. and debismuth- izes lead.
As a galvanic anode, magncsium provides effective corrosion protection for water heaters, underground pipelines, ship hulls. ballast tanks, and other underground and undcrwatcr structures. SrnaIl lightweight hifi-cumntsutput primary batteries use magnesium alloy as the anode. Magnesium has a low-capturc cross section for themal neutrons and a low-level mention of in- duced ndioactivity; thex propcnies makt it suitable for varieci uses in atomic encrgy applications.
Structure Crytrol srruciure. Close-packed hexagonal.
Annexe D
Compositions chimiques de la matière première
Analvse des linaots de rna~ndsium
Analvse du silicium Dur
SKw CANADA INC.
TIMMINCO METALS A Division of Tirnrninco Limitd HALBY, ONTAl\IO
K O J 1YO
Cuit orner U V A L VNIVERSITY CERTIFICATE OF COMPLIANCE
~ateriaî r Mag-Cal ,,atm, 12/01/95 Wrtomar Ordir No.# Alain Couture ~pecificationi TfmINCO MB'i'm 0ur BR NO$ 0008247
No. pallete/ ~oxee/~rumf3
Net Weight
U/CA 7 0 / 3 0 10 KO XNGOT 2 pcs
Container # Seal #
Analyeie (Par Cent)
T h L i 10 to ceztify thit il1 matarihl in thle rhlpmant conformm to the following apacitication~
Calcium ~ o . o I + / - 4 . 0 Magneeium Balance
1 cartity that the l t e m r lirted herson hava bain inrpeeted and taited and confona to a apsciftcationi and raquiramanti datailsd in the contract or ptirchaia ordsr.
PORM # FQll
O 1993. Applied Image. Inc. Aa RIghts Resanied
