Computationally-aided design of aluminum alloys for high electrical conductivity power grids

Autor: Afshar, Mehran
Přispěvatelé: DASTILLUNG, NADEGE, RWTH Aachen University, Rheinisch-Westfälischen Technischen Hochschule Aachen, Volker Mohles
Jazyk: angličtina
Rok vydání: 2019
Předmět:
Zdroj: Materials. Rheinisch-Westfälischen Technischen Hochschule Aachen, 2019. English
Popis: Aufgrund der hohen elektrischen Leitfähigkeit und einer relativ hohen Schmelztemperatur im Vergleich zu anderen hoch elektrisch leitenden Metallen werden Kupferlegierungen in großem Umfang in Stromnetzen eingesetzt. In den letzten Jahrzehnten hat sich der Preis der Kupfer-Legierungen erhöht. Deshalb hat sich die Nachfrage nach neuen Legierungen, die anstelle der Kupferlegierungen verwendet werden kann, erhöht. Die Arbeitstemperatur der Stromnetze liegt bei 140 °C, kurzzeitig auch bis zu 200 °C. Daher müssen neu entwickelte Materialien bei vernünftigem Preis vergleichbar gute mechanische Eigenschaften bei hohen Temperaturen (Kriechfestigkeit) sowie eine vergleichbar hohe elektrische Leitfähigkeit wie kommerzielle Kupferlegierungen besitzen. Aluminium-Legierungen gehören hierbei zu den erfolgversprechenden Kandidaten. In dieser Studie wurden neue Aluminiumlegierungen entwickelt und untersucht. Aluminium-legierungen haben eine hohe elektrische Leitfähigkeit, die die Anforderungen für Stromnetze erfüllt. Jedoch sind in Aluminium aufgrund der niedrigen Schmelztemperatur relativ zur Einsatztemperatur der Stromnetze Kriechmechanismen aktiv. Um Aluminiumlegierungen in Stromnetzen zu verwenden, ist es notwendig, Legierungen mit einer hohen Kriechfestigkeit zu entwickeln. Auf der Grundlage dieser Anforderungen wurden neue Aluminiumlegierungen hergestellt und im Rahmen dieser Arbeit untersucht. Als vielversprechendste Legierungen sind AA3105 Aluminiumlegierung, eine neue ausscheidungsgehärtete Legierung sowie Al-Zr-Fe Aluminiumlegierung ausgewählt, die eine mischkristallgehärtete Legierung ist. Um die mechanischen Eigenschaften von AA3105 Aluminiumlegierung zu optimieren, wurde die Ausscheidungssequenz der Legierungen mittels Differenzial-Scanning-Kalorimetrie (DSC), Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) und Rasterelektronenmikroskopie (SEM) sowie Computersimulationen und Kriechversuchen untersucht. Das Ausscheidungsverhalten aus dem Gusszustand von AA6016, AA6005 und AA3105 Aluminiumlegierungen wurde mittels einem klassischen Keimbildungs- und Wachstumsmodell simuliert. Das Modell wurde mit einer thermodynamischen Datenbank, die die Elemente Al, Mg, Si, Fe, Cu und Mn mit ihren entsprechenden stabilen und metastabilen Phasen enthält, verknüpft. Der Schwerpunkt der Untersuchungen lag auf der Entwicklung von β“, β‘, β (Mg2Si) und Si-Phasen. DSC-Tests wurden im Temperaturbereich von 100-500 °C durchgeführt. Die Simulationsergebnisse wurden mit den Ergebnissen der DSC-Experimente verglichen. Die Simulationsergebnisse zeigten eine sehr gute Übereinstimmung mit den experimentell gemessenen DSC-Kurven und der mittleren Partikelgröße. TEM-Untersuchungen wurden an den DSC-Proben durchgeführt, um die bei bestimmten Temperaturen ausgeschiedenen Phasen zu bestimmen und die Reihenfolge der Ausscheidung zu identifizieren. Die Entwicklung der α-Al (Mn, Fe) Si-Phase wurde mit und ohne Mg-Gehalt untersucht. Im Gegensatz zu den Mg-Si-Phasen können die α-Al (Mn, Fe)Si Partikel die mechanischen Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen verbessern. Es wurde festgestellt, dass Mg die Ausscheidung der α-Al (Mn, Fe)Si Partikel beschleunigt, und es verschiebt die Ausscheidungstemperaturen während der DSC-Messungen zu niedrigen Temperaturen. Dieser Effekt scheint durch lokale Anreicherung der Matrix verursacht zu werden. Mit hoher Wahrscheinlichkeit lautet die Reihenfolge der Ausscheidung für AA3105 Aluminiumlegierung mit Mg: GP-Zonen → β″ → β′→ α-Al (Mn, Fe)Si → β (Mg2Si). Ohne Mg lautet die Sequenz: kleine kugelförmige Teilchen einer noch unbekannten Struktur → α-Al (Mn, Fe)Si. Auf der Grundlage dieser Ergebnisse wurde ein neues Herstellungsverfahren für AA3105 Aluminiumlegierung vorgeschlagen und untersucht. Das Kriechverhalten von stranggepresstem Al-Zr-Fe und AA3105 Aluminiumlegierungen wurde untersucht. Deren Kriechmechanismus bei niedrigeren Temperaturen und Spannungen ist die Versetzungsauslöschung durch Quergleiten an Zellwänden, bei hohen Temperaturen und niedrigen Spannungen das durch Diffusion im Kern kontrollierte Versetzungsklettern. Bei hohen Spannungen und Temperaturen liegt in AA3105 Versetzungsgleiten mit einer Reibungskraft vor, aber für Al-Zr-Fe führt die Erhöhung der Spannungen zum Ausfall des Potenzgesetzes. Das Vergleichen des Kriechverhaltens der AA3105 und Al-Zr-Fe-Legierungen zeigt, dass die Al-Zr-Fe infolge der Mischkristallhärtung eine bessere Kriechfestigkeit bei geringen Spannungen von bis zu 65 MPa hat, aber bei hohen Spannungen zeigt AA3105 Aluminiumlegierung eine bessere Kriechbeständigkeit, die auf die kleinere Korngröße und vor das Ausscheidungshärten zurückzuführen ist. Für die AA3105 Aluminiumlegierung wurde, basierend auf der durchgeführten Studie und dem verbesserten Verständnis der Ausscheidungskinetik, ein Vorschlag zur Verbesserung der Prozesskette erarbeitet. Es wird erwartet, dass die neue vorgeschlagene Produktionskette im Vergleich zu der konventionellen Produktionskette für AA3105 Aluminiumlegierung zu einer höheren Kriechfestigkeit führen und die Anforderung der Stromnetze erfüllen wird.Due to their high electrical conductivity and relatively high melting temperature compared to other highly conductive metals (1.72×10-8 Ω.m), copper alloys have been used widely in power grids. However, in the recent decades, the price of copper alloys has increased substantially. For this reason, the demand for new alloys which can be used instead of copper has increased. The working temperature of the power grids is 140 °C, with short periods of up to 200 °C. Therefore, new developed materials should possess equal or better mechanical properties (creep resistance) at these temperatures, as well as high electrical conductivity, and also a reasonable price compared to copper alloys. For these reasons, aluminium alloys are among the most promising candidates. In this study, new aluminium alloys have been developed and investigated. Aluminium alloys have a high electrical conductivity, which satisfies this requirement for the power grids. However due to their low melting temperature, creep mechanisms are active in the temperature range of the working condition of power grids. In order to use aluminium alloys in power grids, it is necessary to develop alloys with high strength and creep resistance. Based on the mentioned demands, new aluminium alloys were produced and investigated in this work. The strain hardening mechanism is known to deteriorate the electrical conductivity. Therefore, AA3105 aluminium alloy as a precipitation hardened alloy and Al-Zr-Fe aluminium alloy as a solid solution hardened alloy were produced and investigated. In order to optimize the mechanical properties of AA3105 aluminium alloys, the precipitation sequence of the alloys were investigated by means of DSC measurements, Transmission Electron Microscopy (TEM) and Scanning Electron Microscopy (SEM) investigations, simulations and creep tests. The precipitation behavior of as-cast AA6016, AA6005 and A3105 aluminium alloys was simulated by means of a classical nucleation and growth model. The model was coupled with a thermodynamic database containing the elements Al, Mg, Si, Fe, Cu and Mn with their corresponding stable and metastable phases. The focus of the investigation was laid on the evolution of β″, β′, β (Mg2Si) and Si phases. DSC tests were conducted in the temperature range of 100-500 °C. The simulation results were compared to results of the DSC experiments. The simulation results showed a very good agreement with the experimentally measured DSC curves and the average particle size. TEM investigations were conducted on the DSC samples in order to identify the precipitated phases at certain temperatures and the precipitation sequence was determined for AA3105 aluminium alloy. The evolution of the α-Al (Mn,Fe)Si phase was studied with and without the presence of Mg-Si phases. The α-Al (Mn,Fe)Si particles can improve the mechanical properties at elevated temperatures, unlike the Mg-Si phases. It was found that Mg addition accelerates the precipitation of the α-Al (Mn, Fe)Si particles, and it shifts the precipitation to lower temperatures during DSC measurement. This effect appears to be caused by local enrichment of the matrix, rather than direct phase transformation, since heterogeneous nucleation of α-Al (Mn, Fe)Si particles on the u-phase was not observed during the investigations. With high probability, the precipitation sequence of the AA3105 aluminium alloy with Mg was: (GP zones) → β′′ → β′ → α-Al (Mn, Fe)Si → β (Mg2Si). Without Mg, the sequence was described as: small spherical precipitates with an unknown structure → α-Al (Mn, Fe)Si. Based on the simulations, new heat treatments were proposed and investigated. From their results, a new production process was proposed. The creep behavior of the as-cast Al-Zr-Fe and AA3105 aluminium alloys was also investigated. The creep mechanism of AA3105 and Al-Zr-Fe aluminium alloys at low stresses and temperatures is dislocation annihilation by cross slip at cell walls. At low stresses and intermediate temperatures, the pipe-diffusion-controlled dislocation climb dominates. For AA3105 aluminium alloys, dislocation glide with a drag stress is dominant at high temperatures and high stresses. However, for Al-Zr-Fe, a power-law break down occurs at high temperatures and high stresses. Comparing the creep behavior of the AA3105 and Al-Zr-Fe aluminium alloys shows that the Al-Zr-Fe aluminium alloy has a better creep resistance at low stresses up to 65 MPa, due to the solid solution hardening, but at high stresses the AA3105 aluminium alloy shows a better creep resistance, which is due to the smaller grain diameter and precipitation hardening. Based on the conducted study and understanding of the precipitation kinetics of AA3105 aluminium alloy, and also the creep behavior of both alloys, a new production chain is proposed for AA3105 aluminium alloy which is expected to lead to a higher creep resistance compared to the conventionally produced AA3105 aluminium alloy, and which is expected to fulfil the requirements of power grids.
Due to their high electrical conductivity and relatively high melting temperature compared to other highly conductive metals (1.72×10-8 Ω.m), copper alloys have been used widely in power grids. However, in the recent decades, the price of copper alloys has increased substantially. For this reason, the demand for new alloys which can be used instead of copper has increased. The working temperature of the power grids is 140 °C, with short periods of up to 200 °C. Therefore, new developed materials should possess equal or better mechanical properties (creep resistance) at these temperatures, as well as high electrical conductivity, and also a reasonable price compared to copper alloys. For these reasons, aluminum alloysare among the most promising candidates.In this study, new aluminum alloys have been developed and investigated. Aluminum alloys have a high electrical conductivity, which satisfies this requirement for the power grids. However due to their low melting temperature, creep mechanisms are active in the temperature range of the working condition of power grids. In order to use aluminum alloys in power grids, it is necessary to develop alloys with high strength and creep resistance. Based on the mentioned demands, new aluminum alloys were produced and investigated in this work. The strain hardening mechanism is known to deteriorate the electrical conductivity. Therefore, AA3105 aluminum alloy as a precipitation hardened alloy and Al-Zr-Fe aluminumalloy as a solid solution hardened alloy were produced and investigated.In order to optimize the mechanical properties of AA3105 aluminum alloys, the precipitation sequence of the alloys were investigated by means of DSC measurements, Transmission Electron Microscopy (TEM) and Scanning Electron Microscopy (SEM) investigations, simulations and creep tests. The precipitation behavior of as-cast AA6016, AA6005 and A3105 aluminum alloys was simulated by means of a classical nucleation and growth model. The model was coupled with a thermodynamic database containing the elements Al, Mg, Si, Fe, Cu and Mn with their corresponding stable and metastable phases. The focus of the investigation was laid on the evolution of β″, β′, β (Mg2Si) and Si phases. DSC tests were conducted in the temperature range of 100-500 °C. The simulation results were compared to results of the DSC experiments. The simulation results showed a very good agreement with the experimentally measured DSC curves and the average particle size. TEM investigations were conducted on the DSC samples in order to identify the precipitated phases at certain temperatures and the precipitation sequence was determined for AA3105 aluminum alloy. The evolution of the α-Al(Mn,Fe)Si phase was studied with and without the presence of Mg-Si phases. The α-Al(Mn,Fe)Si particles can improve the mechanical properties at elevated temperatures, unlike the Mg-Si phases. It was found that Mg addition accelerates theprecipitation of the α-Al(Mn,Fe)Si particles, and it shifts the precipitation to lower temperatures during DSC measurement. This effect appears to be caused by local enrichment of the matrix, rather than direct phase transformation, since heterogeneous nucleation of αAl(Mn,Fe)Si particles on the u-phase was not observed during the investigations. With high probability, the precipitation sequence of the AA3105 aluminum alloy with Mg was: (GP zones) → β′′ → β′ → α-Al(Mn,Fe)Si → β(Mg2Si). Without Mg, the sequence was described as: small spherical precipitates with an unknown structure → α-Al(Mn,Fe)Si. Based on the simulations, new heat treatments were proposed and investigated. From their results, a new productionprocess was proposed.The creep behavior of the as-cast Al-Zr-Fe and AA3105 aluminum alloys was also investigated. The creep mechanism of AA3105 and Al-Zr-Fe aluminum alloys at low stresses and temperatures is dislocation annihilation by cross slip at cell walls. At low stresses and intermediate temperatures, the pipe-diffusion-controlled dislocation climb dominates. For AA3105 aluminum alloys, dislocation glide with a drag stress is dominant at high temperatures and high stresses. However, for Al-Zr-Fe, a power-law break down occurs at high temperatures and high stresses. Comparing the creep behavior of the AA3105 and Al-Zr-Fe aluminum alloys shows that the Al-Zr-Fe aluminum alloy has a better creep resistance at low stresses up to 65 MPa, due to the solid solution hardening, but at high stresses the AA3105 aluminum alloy shows a better creep resistance, which is due to the smaller grain diameter and precipitation hardening.Based on the conducted study and understanding of the precipitation kinetics of AA3105 aluminum alloy, and also the creep behavior of both alloys, a new production chain is proposed for AA3105 aluminum alloy which is expected to lead to a higher creep resistance compared to the conventionally produced AA3105 aluminum alloy, and which is expected to fulfil the requirements of power grids.
En raison de la conductivité électrique élevée et d'une température de fusion relativement élevée par rapport à d'autres métaux hautement conducteurs d'électricité, les alliages de cuivre sont largement utilisés dans les réseaux électriques. Le prix des alliages de cuivre a augmenté ces dernières décennies. Par conséquent, la demande de nouveaux alliages pouvant être utilisés à la place des alliages de cuivre a augmenté. La température de fonctionnement des réseaux électriques est de 140 ° C, temporairement jusqu'à 200 ° C. Par conséquent, les matériaux nouvellement développés à un prix raisonnable doivent avoir des propriétés mécaniques comparables à des températures élevées (résistance au fluage) et une conductivité électrique élevée comparable à celle des alliages de cuivre commerciaux. Les alliages d'aluminium font partie des candidats prometteurs. Dans cette étude, de nouveaux alliages d'aluminium ont été développés et étudiés. Les alliages d'aluminium ont une conductivité électrique élevée qui répond aux exigences des réseaux électriques. Cependant, les mécanismes de fluage sont actifs dans l'aluminium en raison de la faible température de fusion par rapport à la température de fonctionnement des réseaux électriques. Afin d'utiliser des alliages d'aluminium dans les réseaux électriques, il est nécessaire de développer des alliages à haute résistance au fluage. Sur la base de ces exigences, de nouveaux alliages d'aluminium ont été produits et examinés au cours de ces travaux. Les alliages les plus prometteurs sélectionnés sont l'alliage d'aluminium AA3105, un nouvel alliage durci par précipitation et l'alliage d'aluminium Al-Zr-Fe, qui est un alliage durci par cristaux mixtes. Afin d'optimiser les propriétés mécaniques de l'alliage d'aluminium AA3105, la séquence de précipitation des alliages a été étudiée en utilisant la calorimétrie différentielle à balayage (DSC), la microscopie électronique à transmission (MET) et la microscopie électronique à balayage (MEB) ainsi que des simulations informatiques et des tests de fluage. Le comportement de précipitation à partir de l'état coulé des alliages d'aluminium AA6016, AA6005 et AA3105 a été simulé à l'aide d'un modèle classique de nucléation et de croissance. Le modèle a été lié à une base de données thermodynamique contenant les éléments Al, Mg, Si, Fe, Cu et Mn avec leurs phases stables et métastables correspondantes. L’objectif des recherches était le développement des phases β “, β’, β (Mg2Si) et Si. Les tests DSC ont été effectués dans la plage de températures de 100-500 ° C. Les résultats de la simulation ont été comparés aux résultats des expériences DSC. Les résultats de la simulation ont montré un très bon accord avec les courbes DSC mesurées expérimentalement et la taille moyenne des particules. Des investigations MET ont été menées sur les échantillons DSC afin de déterminer les phases excrétées à certaines températures et d'identifier la séquence de l'excrétion. Le développement de la phase α-Al (Mn, Fe) Si a été examiné avec et sans teneur en Mg. Contrairement aux phases Mg-Si, les particules α-Al (Mn, Fe) Si peuvent améliorer les propriétés mécaniques à des températures élevées. Il a été trouvé que le Mg accélère la précipitation des particules d'a-Al (Mn, Fe) Si, et qu'il déplace les températures de précipitation vers de basses températures pendant les mesures DSC. Cet effet semble être causé par un enrichissement local de la matrice. Avec une probabilité élevée, l'ordre de précipitation pour l'alliage d'aluminium AA3105 avec Mg est: zones GP → β ″ → β ′ → α-Al (Mn, Fe) Si → β (Mg2Si). Sans Mg, la séquence est: petites particules sphériques de structure encore inconnue → α-Al (Mn, Fe) Si. Sur la base de ces résultats, un nouveau procédé de fabrication d'alliage d'aluminium AA3105 a été proposé et étudié. Le comportement au fluage des alliages d'aluminium extrudés Al-Zr-Fe et AA3105 a été étudié. Leur mécanisme de fluage à des températures et des contraintes plus basses est l'extinction du déplacement par glissement latéral sur les parois des alvéoles, à des températures élevées et de faibles contraintes le déplacement en montée contrôlé par diffusion dans le noyau. Aux hautes tensions et températures il y a glissement de dislocation avec une force de frottement dans AA3105, mais pour Al-Zr-Fe l'augmentation des tensions conduit à l'échec de la loi de puissance. La comparaison du comportement au fluage des alliages AA3105 et Al-Zr-Fe montre qu'en raison du durcissement cristallin mixte, l'Al-Zr-Fe a une meilleure résistance au fluage à de faibles contraintes jusqu'à 65 MPa, mais à des contraintes élevées, l'alliage d'aluminium AA3105 présente une meilleure résistance au fluage, ce qui est dû à la plus petite granulométrie et avant le durcissement par précipitation. Pour l'alliage d'aluminium AA3105, une proposition d'amélioration de la chaîne de processus a été développée sur la base de l'étude réalisée et d'une meilleure compréhension de la cinétique d'excrétion. On s'attend à ce que la nouvelle chaîne de production proposée se traduise par une résistance au fluage plus élevée par rapport à la chaîne de production d'alliage d'aluminium AA3105 conventionnelle et satisfasse aux exigences des réseaux électriques.En raison de leur conductivité électrique élevée et de leur température de fusion relativement élevée par rapport à d'autres métaux hautement conducteurs (1,72 × 10-8 Ω.m), les alliages de cuivre ont été largement utilisés dans les réseaux électriques. Cependant, au cours des dernières décennies, le prix des alliages de cuivre a considérablement augmenté. Pour cette raison, la demande de nouveaux alliages qui peuvent être utilisés à la place du cuivre a augmenté. La température de fonctionnement des réseaux électriques est de 140 ° C, avec de courtes périodes allant jusqu'à 200 ° C. Par conséquent, les nouveaux matériaux développés devraient posséder des propriétés mécaniques égales ou meilleures (résistance au fluage) à ces températures, ainsi qu'une conductivité électrique élevée, ainsi qu'un prix raisonnable par rapport aux alliages de cuivre. Pour ces raisons, les alliages d'aluminium sont parmi les candidats les plus prometteurs. Dans cette étude, de nouveaux alliages d'aluminium ont été développés et étudiés. Les alliages d'aluminium ont une conductivité électrique élevée, ce qui répond à cette exigence pour les réseaux électriques. Cependant, en raison de leur faible température de fusion, les mécanismes de fluage sont actifs dans la plage de température de l'état de fonctionnement des réseaux électriques. Afin d'utiliser des alliages d'aluminium dans les réseaux électriques, il est nécessaire de développer des alliages à haute résistance et résistance au fluage. Sur la base des demandes mentionnées, de nouveaux alliages d'aluminium ont été produits et étudiés dans ce travail. Le mécanisme d'écrouissage est connu pour détériorer la conductivité électrique. Par conséquent, un alliage d'aluminium AA3105 en tant qu'alliage durci par précipitation et un alliage d'aluminium Al-Zr-Fe en tant qu'alliage durci en solution solide ont été produits et étudiés. Afin d'optimiser les propriétés mécaniques des alliages d'aluminium AA3105, la séquence de précipitation des alliages a été étudiée au moyen de mesures DSC, d'enquêtes en microscopie électronique en transmission (TEM) et en microscopie électronique à balayage (MEB), de simulations et de tests de fluage. Le comportement de précipitation des alliages d'aluminium AA6016, AA6005 et A3105 tels que coulés a été simulé au moyen d'un modèle classique de nucléation et de croissance. Le modèle a été couplé à une base de données thermodynamique contenant les éléments Al, Mg, Si, Fe, Cu et Mn avec leurs phases stables et métastables correspondantes. L'enquête a porté sur l'évolution des phases β ″, β ′, β (Mg2Si) et Si. Les tests DSC ont été effectués dans la plage de températures de 100 à 500 ° C. Les résultats de la simulation ont été comparés aux résultats des expériences DSC. Les résultats de la simulation ont montré un très bon accord avec les courbes DSC mesurées expérimentalement et la taille moyenne des particules.Des investigations MET ont été menées sur les échantillons DSC afin d'identifier les phases précipitées à certaines températures et la séquence de précipitation a été déterminée pour l'alliage d'aluminium AA3105. L'évolution de la phase α-Al (Mn, Fe) Si a été étudiée avec et sans la présence de phases Mg-Si. Les particules α-Al (Mn, Fe) Si peuvent améliorer les propriétés mécaniques à des températures élevées, contrairement aux phases Mg-Si. Il a été trouvé que l'addition de Mg accélère la précipitation des particules d'a-Al (Mn, Fe) Si et déplace la précipitation à des températures plus basses pendant la mesure DSC. Cet effet semble être causé par un enrichissement local de la matrice, plutôt que par une transformation de phase directe, car la nucléation hétérogène de particules α-Al (Mn, Fe) Si sur la phase u n'a pas été observée au cours des études. Avec une forte probabilité, la séquence de précipitation de l'alliage d'aluminium AA3105 avec Mg était: (zones GP) → β ′ ′ → β ′ → α-Al (Mn, Fe) Si → β (Mg2Si). Sans Mg, la séquence a été décrite comme: petits précipités sphériques de structure inconnue → α-Al (Mn, Fe) Si. Sur la base des simulations, de nouveaux traitements thermiques ont été proposés et étudiés. A partir de leurs résultats, un nouveau procédé de production a été proposé. Le comportement au fluage des alliages d'aluminium Al-Zr-Fe et AA3105 tels que coulés a également été étudié. Le mécanisme de fluage des alliages d'aluminium AA3105 et Al-Zr-Fe à faibles contraintes et températures est l'annihilation de dislocation par glissement croisé au niveau des parois cellulaires. Aux faibles contraintes et aux températures intermédiaires, la montée de dislocation contrôlée par diffusion de tuyau domine. Pour les alliages d'aluminium AA3105, le glissement de dislocation avec une contrainte de traînée est dominant à des températures élevées et des contraintes élevées. Cependant, pour Al-Zr-Fe, une rupture de la loi de puissance se produit à des températures élevées et des contraintes élevées. La comparaison du comportement au fluage des alliages d'aluminium AA3105 et Al-Zr-Fe montre que l'alliage d'aluminium Al-Zr-Fe a une meilleure résistance au fluage à de faibles contraintes jusqu'à 65 MPa, en raison du durcissement en solution solide, mais à des contraintes élevées le L'alliage d'aluminium AA3105 présente une meilleure résistance au fluage, qui est due au diamètre de grain plus petit et au durcissement par précipitation. Sur la base de l'étude menée et de la compréhension de la cinétique de précipitation de l'alliage d'aluminium AA3105, ainsi que du comportement au fluage des deux alliages, une nouvelle chaîne de production est proposée pour l'alliage d'aluminium AA3105 qui devrait conduire à une résistance au fluage plus élevée par rapport à la production conventionnelle. Alliage d'aluminium AA3105, et qui devrait répondre aux exigences des réseaux électriques.
Databáze: OpenAIRE
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