Réponse microstructurale et comportement à l'usure du Ti

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 21978 (2022) Citer cet article

788 accès

1 Altmétrique

Détails des métriques

Les alliages de titane sont connus pour leur excellente résistance à la corrosion ; cependant, une faible dureté de surface entraîne une faible résistance à l'usure, ce qui limite son application potentielle. Cette étude utilise un nouveau procédé en deux étapes pour intégrer un revêtement de Ni dur contenant un mélange de particules nanométriques (Al2O3 et TiO2) dans la surface de l'alliage Ti-6Al-4V à l'aide d'un arc électrique produit pendant le processus de soudage au gaz inerte de tungstène. La surface de l'échantillon a été évaluée à l'aide de la microdureté Vickers, de la microscopie électronique à balayage, de la spectroscopie à dispersion d'énergie et des tests d'usure pin-on-plate. L'analyse microstructurale a montré que l'imprégnation de la surface de titane avec des nanomatériaux Ni/(Al2O3 et TiO2) entraînait la formation d'une structure martensitique dure à une profondeur d'environ 2 mm sous la surface. Les changements observés sont entraînés par la modification de la chimie de surface et la présence de nickel, provoquant une réduction de la taille des grains, un renforcement en solution solide et un renforcement en dispersion de la couche traitée par les nanoparticules. La dureté de la couche traitée a augmenté de plus de 180 % lorsque des particules d'Al2O3 de 40 nm et de TiO2 de 30 nm ont été incrustées dans la surface. De même, la résistance à l'usure de la surface traitée s'est améliorée de 100 %.

L'utilisation des alliages de titane s'est considérablement développée depuis leur premier développement au début des années 1950. Il trouve maintenant une application dans plusieurs environnements de travail extrêmes où une résistance et des performances élevées sont requises1. Les propriétés mécaniques et de résistance à la corrosion sont souhaitables et ont des applications importantes dans les industries automobile, aérospatiale et biomédicale2. Une attention considérable a également été consacrée aux alliages de titane dans différents domaines, notamment les gadgets militaires et les produits civils. Le premier alliage de titane pratique était l'alliage Ti6Al4V, développé dans les années 1950 pour les applications aérospatiales et militaires. De nombreuses années après son développement, l'alliage Ti6Al4V est toujours le matériau le plus performant et le plus fréquemment utilisé dans les applications biomédicales et aérospatiales3.

Bien que l'alliage Ti6Al4V possède de nombreuses caractéristiques de résistance mécanique et de résistance à la corrosion souhaitables, une limitation principale est la faible dureté de surface entraînant une faible résistance à l'usure et un coefficient de frottement élevé4. Ces limitations empêchent l'application de l'alliage Ti6Al4V dans des situations où des charges de contact élevées sont utilisées4. Au cours des deux dernières décennies, de nombreuses méthodes d'amélioration de la dureté de surface des alliages de titane ont été étudiées, telles que l'implantation ionique5, les traitements thermiques, le dépôt physique en phase vapeur (PVD) et le dépôt chimique en phase vapeur (CVD)6. La nitruration gazeuse a démontré la promesse la plus significative d'améliorer la dureté de la couche de surface grâce à un processus de diffusion à haute température généralement effectué dans la région de 1000 °C7,8. Un facteur limitant dans ce processus est la croissance des grains régulièrement enregistrée en raison de l'exposition à des températures élevées9. Le procédé combiné gaz et CVD a également montré le potentiel d'amélioration de la dureté de la surface en titane. Cependant, le procédé est discontinu puisqu'il doit être réalisé dans deux réacteurs10. Dans une autre étude de Tobola et al.11, les chercheurs ont exploré un processus en deux étapes dans lequel les composants en titane étaient brunis avec une force de 130 N avant d'être soumis à un processus de nitruration gazeuse. Alors que la dureté de surface du Ti6Al4V augmentait, le traitement mécanique conduisait à la formation de nombreux défauts sous forme de dislocations et d'ouvertures aux joints de grains. Des techniques telles que des revêtements de surface ont été tentées ; cependant, une limitation principale de cette méthode est la faible force d'adhérence entre les revêtements déposés et l'alliage de titane12.

D'autres techniques impliquent l'utilisation de sources d'énergie concentrées pour durcir la surface de l'alliage de titane. Les sources d'énergie typiques comprennent le laser13, le plasma ou le faisceau d'électrons pour fournir la haute densité de puissance nécessaire pour traiter la surface14. Bien que ces techniques présentent un potentiel important pour le durcissement des surfaces en alliage de titane, l'équipement nécessaire est d'un coût prohibitif. Dans une autre étude, la surface de la surface Ti6Al4V a été durcie à l'aide de l'arc électrique généré lors du soudage au gaz de tungstène inerte pour faire fondre les surfaces en conjonction avec de l'azote gazeux pour produire une couche de nitrure sur la surface de l'alliage Ti6Al4V. La zone qui a été traitée thermiquement est généralement recouverte d'azote pour produire une couche de nitrure. Le gaz argon est également utilisé pour prévenir toute forme de contamination. La dureté et la résistance à l'usure des couches nitrurées dépendaient de la densité et de la quantité d'azote gazeux utilisé. Améliorer les propriétés de surface d'un matériau en modifiant la surface est devenu une exigence essentielle avant toute application tribologique pratique15. L'alliage Ti6Al4V nécessite un traitement de surface approprié pour améliorer ses performances en termes de réduction du frottement, de dureté, de résistance à l'usure et de stabilité chimique8,10. Le traitement de surface garantit que l'alliage Ti6Al4V conserve ses propriétés globales souhaitées tout en élargissant son application dans divers domaines. La modification de surface est également un bon facteur qui englobe les performances d'un composant d'ingénierie et son coût. Différentes technologies de modification de surface de l'alliage Ti6Al4V ont été développées en fonction de leurs propriétés chimiques. Ces techniques ont montré divers niveaux de succès et des limites supplémentaires découlant du coût de l'équipement utilisé et du temps consacré à la réalisation de changements de surface et d'améliorations de la résistance à l'usure4,5.

Le soudage TIG est utilisé dans l'oxydation thermique. Tous ces processus impliquent la diffusion d'atomes interstitiels. Le soudage TIG est préféré dans le traitement de surface de l'alliage Ti6Al4V car il possède certaines caractéristiques souhaitables. Par exemple, il peut fournir un chauffage concentré du travail à la pièce. Il contient un gaz inerte qui protège le bain de soudure en le protégeant. Le matériau d'apport n'est pas une exigence essentielle dans le soudage TIG et, si nécessaire, le matériau d'apport ne nécessite pas de préparation fine. De plus, cela n'entraîne pas la formation de scories; par conséquent, le traitement de la soudure n'est pas nécessaire.

Cet article propose un nouveau procédé en deux étapes qui implique le dépôt d'un mince revêtement nanocristallin renforcé de particules ultradures suivi de la fusion de la surface revêtue de l'alliage Ti-6Al-4V à l'aide d'un arc électrique généré par une électrode de tungstène dans le processus de soudage TIG. Le procédé simplifie l'incorporation/l'intégration de nanoparticules dures dans le Ti-6Al-4V de surface pour améliorer la résistance à l'usure. Il utilise une source de chaleur facilement disponible que l'on trouve dans la plupart des ateliers tout en se prêtant à des applications flexibles dans plusieurs industries. La fusion et l'imprégnation de la couche traitée diversifient les caractéristiques microstructurales, ce qui augmente la dureté de surface qui peut répondre à diverses applications avec des exigences différentes en matière de résistance à l'usure et de propriétés mécaniques.

Les échantillons de Ti-6Al-4V ont été coupés à une dimension de 10 × 20 × 5 mm à l'aide d'une scie à ruban. Trois spécimens ont été testés pour chaque condition. Les échantillons ont été préparés par meulage progressif sur papier abrasif jusqu'à 1200 grains puis polis à l'aide d'une pâte imprégnée de particules de respectivement 6 µm et 1 µm de diamètre. Les échantillons ont été nettoyés dans un bain d'acétone à ultrasons pendant quinze minutes après l'étape de polissage.

Chaque échantillon poli a été recouvert d'un revêtement de Ni déposé à partir d'une solution de bain de nickel de Watts modifiée16,17. Le processus d'électrodéposition a été réalisé dans un bêcher en verre de 250 ml. Un schéma du processus de revêtement est représenté sur la figure 1A. Deux bains ont été préparés avec les constituants suivants 250 g/L NiSO4.6H2O, 45 g/LNiCl2.6H2O, 35 g/L H3BO3, 1 g/L Saccharine, 1L H2O18. Le mélange suivant de nanoparticules a été ajouté à chaque solution : Bain-1 (20 g/L) 40 nm-Al2O3 et (20 g/L) nanoparticules de TiO2 250 nm et Bain-2 (20 g/L) de 40 nm-Al2O3 et 250 nm de nanoparticules de TiO2. Les paramètres de revêtement tels qu'une densité de courant de 5 A/dm2 et une température de dépôt de 50 °C ont été optimisés dans une étude précédente16. La surface des échantillons revêtus a été fondue à l'aide d'une électrode de tungstène avec une tension de 100 V, une vitesse de déplacement de 2 mm/s et de l'argon (pureté de 99,98 %) comme gaz de protection (voir Fig. 1A. L'électrode a été positionnée à 45° par rapport à la pièce et à 1 mm au-dessus de la surface de titane à fondre.

Montage expérimental. (A) Le processus de traitement de surface schématique (B) montre un exemple du revêtement déposé sur le titane. (C) Amas de particules dans la couche déposée (D) Texture de la surface fondue (E) Carte confocale de la surface montre la variation de hauteur dans la surface.

Chaque échantillon a été préparé en trois passes pour assurer une fusion complète de la surface de l'échantillon. Les surfaces de l'échantillon ont été soudées à l'aide d'une électrode thoriée à 2 % à 75 ampères. Les échantillons ont été fixés à une plate-forme en acier pour s'assurer que tous les échantillons étaient à la même distance de la torche, qui était de 2 mm. Le tableau 1 résume les paramètres de test qui ont été utilisés dans l'étude. Des échantillons d'analyse microstructurale et de test de dureté ont été coupés transversalement à la surface fondue et montés dans de la bakélite. Les surfaces ont été préparées comme indiqué ci-dessus et gravées avec le réactif de Kroll. La micro-dureté de la région traitée a été évaluée à l'aide d'un testeur de micro-dureté Vickers avec une charge de 0,2 kg, selon la norme ASTM E384. Un test d'usure par glissement à sec a également été effectué à température ambiante à l'aide d'une machine alternative à broche sur plaque, selon la norme ASTM G133. Les tests tribologiques ont été effectués sur un tribomètre à broche sur plaque alternatif personnalisé. Les surfaces en titane ont été testées contre une broche en diamant utilisée comme matériau de contre-face sous une charge constante de 50 N et une vitesse de glissement de 0,75 m/s pendant 30 min. La profondeur des cicatrices d'usure résultantes a été mesurée à l'aide d'un microscope confocal à balayage laser Olympus, et le taux d'usure a été calculé. Les échantillons montés ont été polis et analysés à l'aide d'un microscope électronique à balayage Oxford avec spectroscopie à dispersion d'énergie (EDS) et d'un microscope optique Zeiss. Les phases composées formées à la surface traitée de l'alliage de titane ont été déterminées à l'aide d'un diffractomètre à rayons X Bruker.

L'argon a été utilisé comme gaz de protection pour empêcher l'oxydation du bain de soudure et stabiliser l'arc électrique. De plus, la littérature scientifique montre que le type de gaz de protection affecte les propriétés, la forme, la taille, la fusion et la vitesse de soudage de la soudure. Dans cette expérience, PURESHIELD ARGON (ISO 14175–11-Ar) a été utilisé comme gaz de protection contenant 99,9 % d'Ar.

La figure 1B montre un exemple du revêtement déposé sur le substrat de titane avant l'étape de traitement secondaire. L'épaisseur du revêtement a été contrôlée en fixant la constante de temps de revêtement et en utilisant les mêmes paramètres de revêtement pour tous les échantillons revêtus au cours de la première étape. Les particules grises observées sur la figure 1B étaient un mélange d'Al2O3 et de TiO2 répartis sur l'épaisseur du revêtement confirmé par analyse EDS. Une épaisseur de revêtement de 100 µm a été obtenue sur chaque échantillon. L'évaluation de l'interface entre le substrat et le revêtement a indiqué l'absence de porosité ou de cavité, suggérant une bonne conformité du revêtement au substrat. Cependant, la coupe transversale du revêtement montre l'agglomération des nanoparticules distribuées à travers des amas plus grands dans certaines zones (voir Fig. 1C. On pense que l'agglomération des particules s'est produite dans la poudre telle que reçue ou pendant le processus de dépôt19. Les amas de particules pourraient avoir un impact négatif sur les propriétés du revêtement et la distribution des nanophases au cours de la deuxième étape du processus de traitement. cluster de diamètre. Différentes tailles de particules sont visibles dans la micrographie SEM dans les clusters de particules. Des études antérieures sur ces matériaux ont suggéré une agglomération de particules s'est produite dans les poudres telles que reçues17,20.

Le deuxième processus impliquait la fusion et le mélange, imprégnant la surface avec le matériau de revêtement. La figure 1D montre l'apparence de la surface après l'étape 2. On pense que la région gris clair est constituée de sections non fondues du revêtement mélangées à la surface du substrat et, dans certaines sections, immergées dans la couche traitée de l'alliage. La figure 1E montre la variation de la texture de surface de l'échantillon, les régions de couleur rouge représentant des points hauts tandis que les régions bleues représentant des profondeurs plus faibles. L'analyse au microscope confocal à balayage a enregistré une valeur moyenne de rugosité de surface (Ra) de 3,7 µm.

L'effet de la taille des particules de TiO2 sur les propriétés de la couche traitée a été évalué. La microstructure des échantillons produits à l'aide d'un mélange de 30/250 nm de TiO2 et de 40 nm d'Al2O3, co-déposé avec un revêtement de Ni et fondu en surface à l'aide d'un arc TIG, est présentée à la Fig. 2. L'échantillon revêtu de Ni contenant 250 nm de TiO2 et 40 nm d'Al2O3 a développé une phase en forme de plaque aciculaire près de la surface de l'échantillon, avec des tailles de grains augmentant progressivement dans l'échantillon vers le métal de base (voir Fig. 2A–C). La présence d'une zone de transition entre la couche resolidifiée et le matériau en vrac montre la croissance des grains colonnaires vers la couche fondue. Cela confirme que la solidification de la couche fondue a progressé vers l'intérieur à partir de la surface fondue et vers l'extérieur à partir du matériau en vrac. De même, lorsque les tailles des particules de TiO2 ont été réduites à 30 nm, la solidification de la couche traitée a progressé de la même manière décrite ci-dessus ; cependant, les couches traitées contenaient des cristaux α en forme de plaque à microstructure aciculaire et de type Widmanstatten avec des grains très fins entre la couche traitée et l'alliage de base (voir Fig. 2D – F).

(A) Image microscopique optique de la microstructure formée (A–C) lorsque 250 nm TiO2/40 nm Al2O3 et des particules sont déposées dans le revêtement. (D–F) lorsque des particules de 30 nm TiO2/40 nm Al2O3 sont déposées dans le revêtement.

La micrographie SEM de la surface Ti-6Al-4V imprégnée de Ni contenant 250 nm de TiO2 et 40 nm de Al2O3 est présentée sur la Fig. 3. La couche traitée d'environ 600 µm est visible sur la Fig. 3A et est clairement définie par une nuance gris clair contenant plusieurs régions plus claires. La région représentée sur la figure 3B met en évidence la région de transition entre la couche traitée et le métal de base en titane. Les régions gris clair se sont avérées avoir une concentration élevée en Ni, comme l'illustre la carte EDS présentée à la Fig. 4E montre que Ni est le seul élément présent dans ces zones, ce qui suggère que le revêtement fondu se diffuse le long du joint de grain. Les nanoparticules semblent occuper une position souterraine dans des grappes identifiées par le label-4. De plus, l'analyse ponctuelle EDS présentée dans le tableau 2 indique que la teneur en nickel dans la couche imprégnée augmente plus près de la surface traitée. Le nickel semble s'être diffusé le long des régions limites des grains conduisant à la formation d'une microstructure grossière.

(A) La surface traitée de l'alliage Ti-6Al-4V 250 nm TiO2 et 40 nm Al2O3 (B) section en surbrillance de la microstructure de la couche traitée (C) montrant trois phases distinctes (D) Section en surbrillance de la zone traitée montrant la présence d'une grande région sombre étiquetée comme 6 avec la composition de τ1 = Al13Ni2Ti5 (Al64Ni10Ti26), et une région de couleur claire étiquetée comme "5" qui est probablement de la composition τ2 = = Al2NiTi (Al55Ni23.5Ti21.4).

Carte EDS de la surface Ti traitée contenant 250 nm TiO2 et 40 nm Al2O3 (A) Aluminium (B) Carbone (C) Titane (D) Vanadium (E) Nickel (F) Spectre EDS de la zone traitée.

Pendant le processus de fusion de surface, le revêtement Ni/TiO2/Al2O3 a été fondu et mélangé à la surface de l'alliage de titane. Les constituants des revêtements semblent avoir été distribués à travers la couche traitée à l'intérieur des régions limites des grains. On pense que la solidification rapide et la trempe subséquente de l'échantillon ont entraîné une modification de la structure des grains conduisant à la formation de petits grains dans la couche traitée. Une image à fort grossissement de la surface est montrée sur la figure 3C, confirmant la présence d'un réseau de petits grains entourés de couches riches en nickel dans lesquelles les particules de nano TiO2 et Al2O3 sont réparties. On pense que les taches brunâtres / grises de l'image sont les nanoparticules censées renforcer le matériau. La figure 3D montre la microstructure du centre de la couche traitée, bien que cette région soit légèrement différente de la microstructure à la surface de l'échantillon comme indiqué sur la figure 3C ; le nickel fondu semble occuper encore les régions limites des grains.

La figure 4 montre les cartes EDS des éléments significatifs dans la couche traitée sous forme d'analyse ponctuelle. La répartition de Al, Ni et O confirme la présence des éléments essentiels déposés dans le revêtement lors de l'étape 1 et le mélange de Ni, Al et O dans la zone fondue. La carte de l'oxygène élémentaire montre la distribution des nanoparticules de TiO2 de 250 nm et d'Al2O3 de 40 nm dans la zone fondue. La structure granulaire dans la couche traitée s'est transformée en une microstructure beaucoup plus grossière avec des colonies de couches de phases riches en Ni. Les cartes EDS présentées à la Fig. 4 illustrent Ni le long des joints de grains avec des nanoparticules réparties dans toute la couche et confirment la taille des grains formés lorsque des particules plus grosses sont réparties dans le revêtement.

La figure 5 montre les micrographies SEM de la surface de Ti imprégnée de Ni contenant des nanoparticules de TiO2 à 30 nm et de Al2O3 à 40 nm. La couche imprégnée a progressé jusqu'à 600 µm dans le métal de base (voir Fig. 5A) et est constituée d'une zone de transition/interface où la microstructure commence à changer. La couche traitée contient plusieurs régions, comme indiqué par les différences de teinte. Les régions gris clair ont été identifiées par analyse EDS comme des zones riches en nickel principalement en grappes à environ 40 µm sous la surface Fig. 5D. De plus, le nickel semble avoir diffusé le long de la limite des grains, créant une microstructure distincte du métal de base. La figure 5C montre l'agglomération sous la surface des nanoparticules à environ 10 µm sous la surface libre. Dans la zone de transition, des grains fins en forme d'aiguilles sont observés dans des limites de phase plus importantes dominées par la diffusion du nickel. Trois mécanismes de renforcement distincts sont en jeu; renforcement de la solution solide dû à la présence de Ni dans la couche traitée, renforcement de la dispersion dû à la répartition des nanoparticules dures dans la zone traitée et réduction de la taille des grains.

(A) La surface traitée du revêtement Ni en alliage Ti-6Al-4 V contenant 30 nm TiO2/40 nm Al2O3 (B) mis en évidence.

La cartographie EDS de la région de transition pour les échantillons 30 nm TiO2/40 nm Al2O3 illustrée à la Fig. 6 confirme la distribution de Ni dans la zone de transition. Le renforcement de la solution dérivé de l'ajout de Ni devrait améliorer les performances mécaniques de la couche traitée par rapport au Ti-6Al4V non traité. De plus, le renforcement de la dispersion de la nanoparticule améliorera également les performances mécaniques. Bien que les nanoparticules aient été identifiées près de la surface libre, elles n'étaient pas visibles à des profondeurs supérieures à 10 µm, ce qui suggère que les nanoparticules sont les plus utiles pour renforcer la couche souterraine immédiate. Dix régions identifiées par des rectangles jaunes de la composition sont présentées dans le tableau 2. En utilisant le diagramme de phase ternaire Ti – Ni – Al présenté à la figure 6, la formation des trois phases probables suivantes TiAl, Ni2Al3 et NiAl. Des phases ternaires supplémentaires sont également susceptibles de former τ1 (Al13Ni2Ti5), τ2 (Al2NiTi), τ3 (AlNiTi), τ4 (AlNi2Ti) et τ5 (Al65Ni20Ti15).

(A) Micrographie SEM de l'échantillon de revêtement Ni contenant 30 nm TiO2/40 nm Al2O3 (B) Spectre EDS de la couche traitée montrant la teneur en Ni du revêtement (C) Diagramme de phase Ti–Ni–Al 0))

Analyse DRX des deux surfaces traitées pour identifier les phases principales (voir Fig. 7). Le pic net indique la présence d'une structure cristalline qui est également confirmée par la hauteur du pic présent à 37° pour les échantillons revêtus de Ni contenant 40 nm-Al2O3-30 nm TiO2. La bosse présente entre 5 et 27° degrés suggère que le mélange était composé à la fois de phases amorphes et cristallines. Alternativement, le pic large peut indiquer des tailles de cristallites plus petites dans les matériaux nanocristallins, plus de défauts d'empilement, de micro-contraintes et d'autres défauts dans la structure cristalline ou une composition inhomogène dans une solution solide. Cependant, ces pics ne sont pas suffisamment larges pour être concluants sur le rôle des nano constituants au sein de la couche imprégnée.

Analyse XRD des surfaces traitées.

La caractérisation mécanique de la couche imprégnée permet d'isoler l'impact de la taille des particules de TiO2 sur la micro-dureté de la couche imprégnée. Le profil de dureté présenté sur la figure 8 compare le profil de dureté des deux surfaces traitées et du métal de base en titane non traité comme échantillon témoin. Le métal de base non traité semble fluctuer à environ 380 VHN, tandis que des nombres de dureté plus élevés sont enregistrés pour des positions similaires pour les surfaces traitées. La surface recouverte de Ni contenant le mélange de nanoparticules 40 nm-Al2O3-30 nm TiO2 produit une dureté de surface allant de 600 HV0,2 kg à la surface à 405 HV0,2 kg à une profondeur de 900 µm. Par rapport à la surface recouverte de Ni contenant les nanoparticules 40 nm-Al2O3-250 nm TiO2, la dureté de la surface variait de 500 HV0,2 kg à 398 HV0,2 kg à une profondeur de 900 µm sous la surface. Chaque indentation mesurée a été réalisée à environ 100 µm pour éviter le chevauchement de la région stressée entourant l'indentation.

Profil de dureté en fonction de la profondeur à partir de la surface traitée.

La figure 9 montre la simulation par étapes du test de dureté et la taille du champ de contrainte généré pendant le processus de test de dureté. D'après la figure, il est clair que la contrainte commence à provenir de la pièce dès que la pointe de l'outil touche la pièce, et après l'impact maximal, nous pouvons voir clairement que l'impression carrée à base hélicoïdale est produite sur la surface de la pièce. Le chevauchement des champs de contrainte peut entraîner un écrouissage de la région, provoquant une pointe dans le nombre de dureté enregistré.

Modélisation et simulation de l'essai de dureté Vickers.

Les différences de dureté des surfaces traitées et non traitées ont été attribuées à l'imprégnation de la surface avec des nanoparticules. Lorsque la taille des nanoparticules a été réduite, le nombre de dureté a augmenté de manière constante. La littérature scientifique indique que les particules de dispersion plus petites sont plus efficaces pour empêcher le mouvement de dislocation, ce qui se traduit souvent par une augmentation de la dureté de la résistance du matériau. De plus, la réduction de la taille des grains due à la modification de la microstructure dans les couches traitées a un impact positif sur la dureté de l'alliage Ti. Lorsque les résultats générés sont comparés à d'autres processus établis, tels que la galvanoplastie. Les avantages de ce nouveau procédé en deux étapes deviennent évidents car le revêtement électrodéposé a tendance à se décoller de la surface en titane21. Le procédé modifié en deux étapes produit une dureté plus élevée que les autres techniques de revêtement et est comparable à la nitruration gazeuse 84.

Le principe du renforcement est assez complexe et dépend de la superposition de différents mécanismes de renforcement. La méthode la plus courante est la superposition linéaire, qui peut être simplifiée en isolant et en ajoutant l'effet de chaque mécanisme séparément. La figure 9 montre le champ de contrainte de Von Mises généré lors de l'essai de dureté des échantillons, les régions de couleur rouge indiquant les zones fortement sollicitées. L'imprégnation de la surface en titane entraîne l'activation de plusieurs mécanismes de renforcement. En utilisant l'éq. (1) Loi de Hollomon22 illustrée ci-dessous, l'effet de renforcement des joints de grains peut être évalué :

où K dépend d'une fonction de distribution de diffusivité aux joints de grains et n est le taux de déformation. La dissolution et la diffusion de Ni dans la surface traitée provoquent le renforcement de la solution solide, comme prédit par l'Eq. (2)22.

La dureté de la surface traitée peut être attribuée à des facteurs tels qu'une réduction de la taille des grains dans la région traitée en raison de la trempe de l'échantillon traité et peut être prédite à partir d'une relation Hall-Petch modifiée, qui prend en considération deux sources supplémentaires de renforcement de la solution de renforcement et de renforcement de la dispersion en raison de l'ajout de nanoparticules dures qui sont réparties dans toute la région traitée.

où \(\sigma_{2}\) est la contrainte d'écoulement dans l'échantillon Ti6Al4V non traité, \(k_{y}\) est la constante du matériau, d est la taille des grains dans la couche traitée et \(\sigma_{o}\) est la résistance à la traction de l'alliage Ti6Al4V. Dans cette étude, une constante de Hall-Petch de 0,75 MPa m1/2 a été utilisée pour le titane pur23. Enfin, en supposant une distribution uniforme des nanoparticules dures et des composés intermétalliques formés dans la région traitée, l'impact des mécanismes de renforcement individuels peut être superposé pour avoir une influence profondément positive sur les propriétés mécaniques de la surface. En supposant une distribution uniforme des nanoparticules dures dans la région traitée. Cette partie de l'échantillon peut être traitée comme un composite auquel la règle de l'équation des mélanges peut être appliquée.

Prise en compte de tous les composants

où \({\sigma }_{c}\) représente cette contrainte d'écoulement équivalente (\({\sigma }_{c})\). Dans cette étude, les valeurs sélectionnées dans la littérature montrent que Ti6Al4V a une résistance à la traction de \({\sigma }_{o}=\) 1014 MPa. En prenant \({k}_{y}=0,75 MPa \sqrt{m}\) et d = 0,5 µm. En prenant la fraction volumique des particules dans la solution à 18,4 % en poids, tandis que \({\sigma }_{p}=\) 300 MPa, K = 575 MPa, n = 0,4 et \(\varepsilon =1,5\) sont estimés pour le titane pur [1, 19, 20]. En utilisant les valeurs énumérées ci-dessus, la somme totale des effets de renforcement peut être calculée à 1562,55 MPa, ce qui confirme que les changements observés dans les résultats de dureté.

La figure 10 montre les résultats des tests d'usure qui ont été effectués à l'aide d'un test d'usure personnalisé broche sur plaque. Les données montrent que le taux d'usure des échantillons a été déterminé en mesurant le volume de matériau retiré de la cicatrice d'usure à l'aide d'un microscope confocal à balayage laser. Deux groupes d'échantillons ont été préparés à partir des solutions de revêtement. Les échantillons préparés à partir du bain-1 ont été étiquetés comme S1 et les échantillons préparés à partir du bain-2 ont été étiquetés comme S2. L'échantillon S2 a connu la profondeur de cicatrice et le volume de matériaux retirés les plus faibles. S1 et S2 ont fourni une meilleure résistance à l'usure que l'échantillon Ti-6Al-4V non traité. Les performances mécaniques des surfaces traitées peuvent également être liées à la répartition des nanoparticules déposées dans la couche de revêtement et à leur intégration ultérieure dans la surface traitée et à la taille des nanoparticules. Cela montre que des particules plus petites cohérentes avec le réseau sont plus efficaces pour renforcer le matériau. Lorsque la dureté de la couche traitée est considérée dans le contexte de la résistance à l'usure, la littérature montre qu'une dureté plus élevée de la couche de protection est synonyme d'une résistance à l'usure plus élevée comme le prédit l'équation d'usure d'Archard \(\left( {Q = K\frac{WL}{H}} \right)\). L'équation, bien que simpliste dans son approche, établit une relation fondamentale entre le volume de matériau (Q) retiré pendant le processus d'usure, la charge appliquée (W), la distance de glissement (L) et la dureté du matériau (H). Les résultats confirment que si la surface de l'échantillon peut être améliorée, la résistance à l'usure de la couche traitée augmente également.

Taux d'usure des échantillons testés. Tous les échantillons ont été testés pendant trente minutes S1-40 nm Al2O3-250 nm TiO2 et S2-40 nm-Al2O3-30 nm TiO2.

Plusieurs lignes sombres peuvent être observées sur la surface usée. Les cicatrices d'usure de la surface en titane traitée et des surfaces non traitées sont représentées sur la figure 11A. Les résultats indiquent qu'une profondeur de cicatrice de 30 µm pour la surface en titane non traitée a été produite sur une durée de test de 30 minutes. La trace d'usure de l'alliage Ti-6Al-4V non traité est présentée à la Fig. 11, montre la présence d'une série de lignes parallèles indiquant une coupe abrasive et une action de micro-labourage de la broche à pointe de diamant utilisée dans le processus de test d'usure.

Trace d'usure pour l'échantillon Ti-6Al-4 V non traité (A) profondeur de la cicatrice d'usure pour l'alliage de titane non traité (B) Carte topographique confocale de la cicatrice d'usure pour l'alliage de titane non traité (C) profondeur de la cicatrice d'usure pour l'échantillon traité avec S1-40 nm Al2O3-250 nm TiO2 (D) Carte topographique confocale de la cicatrice d'usure pour l'échantillon traité avec S1-40 nm Al2O3-250 nm TiO2 (E) profondeur de la cicatrice d'usure pour l'échantillon traité avec une carte topographique confocale S2-40 nm-Al2O3-30 nm TiO2 (F) de la cicatrice d'usure pour la surface en titane traitée.

D'autre part, lorsque la surface traitée a été testée, une cicatrice d'usure de 8,7 µm a été enregistrée au centre de la cicatrice d'usure, comme le montre la Fig. 10. Les différences de profondeur des échantillons ont été attribuées à la dureté accrue de l'échantillon traité par rapport à la surface non traitée. L'incorporation de nanoparticules dans la surface de l'alliage de titane lors de la fusion améliore la dureté et la résistance à l'usure de la couche traitée en créant des barrières au mouvement de dislocation rapide. La microstructure modifiée de la couche traitée est due au refroidissement hors équilibre des échantillons. Les figures 11C et D présentent les surfaces des échantillons traités. Comme l'alliage non traité, des lignes parallèles sont visibles ainsi que des cavités réparties dans tout l'échantillon. On pense que ces cavités se sont formées lors de la fusion et du mélange au niveau de la couche de surface. Lorsque les tests d'usure ont été effectués, la charge appliquée au cours du processus a augmenté la taille des cavités en raison de l'enlèvement de matière. Des trous plus grands sont observés dans les échantillons revêtus de Ni contenant 40 nm Al2O3-250 nm TiO2.

Dans ce travail, nous présentons un nouveau procédé en deux étapes utilisé pour durcir la surface de l'alliage Ti-6Al-4 V. La préparation des échantillons a été réalisée en deux étapes essentielles. La première étape consistait à déposer un revêtement de Ni nanostructuré contenant un mélange de revêtement de nanoparticules d'Al2O3 et de TiO2 sur la surface d'un alliage Ti-6Al-4V. La deuxième étape du processus consistait à utiliser un arc TIG pour faire fondre la surface revêtue et une fine couche du métal de base sous-jacent. Les résultats montrent qu'au cours du processus de fusion, la diffusion et le mélange des constituants dans la couche traitée ont conduit à la formation de divers composés intermétalliques qui ont contribué à une augmentation de la dureté de la surface traitée par rapport à l'alliage non traité. La dureté de la couche traitée a augmenté de plus de 180 % lorsque des particules d'Al2O3 de 40 nm et de TiO2 de 30 nm ont été incrustées dans la surface. Dans les deux cas, la dureté de la couche traitée était sensiblement supérieure à la dureté de l'alliage Ti-6Al-4V non traité.

Les résultats des tests d'usure étaient cohérents avec les résultats du test de dureté. Les échantillons contenant des particules de TiO2 de 30 nm ont produit les surfaces les plus résistantes à l'usure. De même, la résistance à l'usure de la surface traitée s'est améliorée de 100 %.

L'analyse de la microstructure des couches traitées a confirmé la variation de la microstructure des cristaux α en forme de plaque aux structures aciculaires et de type Widmanstaten à l'interface entre la couche traitée et l'alliage de base. La couche traitée contenait une concentration de Ni plus élevée près de la surface de la couche traitée, les nanoparticules étant réparties partout. La présence de pics XRD entre 5° et 25° a confirmé la présence de nanoparticules au sein de la surface traitée.

Les ensembles de données utilisés et/ou analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

Warlimont, H. Titane et alliages de titane. Dans les manuels Springer (2018). doi : https://doi.org/10.1007/978-3-319-69743-7_7.

Peters, M., Hemptenmacher, J., Kumpfert, J. & Leyens, C. structure et propriétés du titane et des alliages de titane. Titan. Titan. Alliages https://doi.org/10.1002/3527602119.ch1 (2005).

Article Google Scholar

de Viteri, VS & Fuentes, E. Titane et alliages de titane comme biomatériaux. Tribol je vais jeter Adv. https://doi.org/10.5772/55860 (2013).

Article Google Scholar

Sandomierski, M., Buchwald, T., Patalas, A. & Voelkel, A. Améliorer la résistance à l'abrasion de l'alliage Ti6Al4V en modifiant sa surface avec un sel de diazonium et en fixant du polyuréthane. Sci. Rep. https://doi.org/10.1038/s41598-020-76360-3 (2020).

Article Google Scholar

Liu, X., Chu, PK & Ding, C. Modification de surface du titane, des alliages de titane et des matériaux associés pour les applications biomédicales. Mater. Sci. Ing. R. Rep. https://doi.org/10.1016/j.mser.2004.11.001 (2004).

Article Google Scholar

Panteli, A., Robson, JD, Chen, Y.-C. & Prangnell, PB L'efficacité des revêtements de surface pour prévenir la réaction interfaciale lors du soudage par ultrasons de l'aluminium au magnésium. Métall. Mater. Trans. Un Phys. Métall. Mater. Sci. https://doi.org/10.1007/s11661-013-1928-z (2013).

Article Google Scholar

Ernst, F. et al. Alliage de surface en phase gazeuse sous "contrôle cinétique": Une nouvelle approche pour améliorer les propriétés de surface des alliages de titane. Zeitschrift für Met. 97, 597–606 (2006).

CAS Google Scholar

Liu, L., Ernst, F., Michal, GM et Heuer, AH Durcissement superficiel d'alliages de Ti par nitruration en phase gazeuse : contrôle cinétique de l'activité de surface de l'azote. Métall. Mater. Trans. Un Phys. Métall. Mater. Sci. https://doi.org/10.1007/s11661-005-0115-2 (2005).

Article Google Scholar

Ge, L., Tian, N., Lu, Z. & You, C. Influence de la nanocristallisation de surface sur la nitruration gazeuse de l'alliage Ti-6Al-4V. Appl. Le surf. Sci. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2013.09.105 (2013).

Article Google Scholar

Kessler, O., Surm, H., Hoffmann, F. & Mayr, P. Amélioration de la dureté de surface de l'alliage de titane Ti-6Al-4V par nitruration et revêtement CVD combinés. Surfant. Ing. https://doi.org/10.1179/026708402225006187 (2002).

Article Google Scholar

Toboła, D., Morgiel, J. & Maj, Ł. Analyse TEM de la couche superficielle de l'alliage Ti-6Al-4V ELI après polissage sur lame et nitruration gazeuse à basse température. Appl. Le surf. Sci. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2020.145942 (2020).

Article Google Scholar

Xue, T. et al. Techniques de modification de surface du titane et de ses alliages pour optimiser fonctionnellement leurs propriétés biomédicales : Revue thématique. Devant. Bioeng. Biotechnol. 8, 1–19 (2020).

Article Google Scholar

Saleh, AF, Abboud, JH & Benyounis, KY Cémentation en surface d'un alliage Ti-6Al-4V par fusion laser. Opter. Laser Ing. https://doi.org/10.1016/j.optlaseng.2009.11.001 (2010).

Article Google Scholar

Tamayo, JA, Riascos, M., Vargas, CA & Baena, LM Fabrication additive d'alliage Ti6Al4V par fusion par faisceau d'électrons pour le développement d'implants pour l'industrie biomédicale. Hélium 7, e06892 (2021).

Article CAS Google Scholar

Wen, K., Zhang, C. et Gao, Y. Influence de la pression de gaz sur la nitruration au plasma à basse température de l'alliage de titane TC4 nanocristallin en surface. Le surf. Revêtements Technol. 436, 128327 (2022).

Article CAS Google Scholar

Cooke, KO Revêtements nanocomposites électrodéposés : principes et applications. Dans Manuel des nanomatériaux fonctionnels 3, (2014).

Cooke, KO, Khan, TI et Ali Shar, M. Effet du traitement thermique sur la stabilité thermique et mécanique des revêtements nanocristallins Ni/Al2O3. J. Manuf. Mater. Processus. 4, 17 (2020).

CAS Google Scholar

Akhtar, TS, Cooke, KO, Khan, TI & Shar, MA Réaction eutectique améliorée par les nanoparticules lors du brasage par diffusion de l'aluminium au magnésium. Nanomatériaux https://doi.org/10.3390/nano9030370 (2019).

Article Google Scholar

Cooke, KO Une étude de l'effet des particules nanométriques sur la liaison par diffusion en phase liquide transitoire du composite à matrice métallique al6061 (MMC) utilisant une couche intermédiaire nanocomposite Ni / Al2O3. Métall. Mater. Trans. B Processus Métall. Mater. Processus. Sci. 43, 627 (2012).

Article ADS CAS Google Scholar

Cooke, KO Effet du traitement thermique sur la tribologie des revêtements nanocristallins Ni/TiO2. (2018).

Den Uijl, NJ & Carless, LJ Technologies avancées de formage des métaux pour les applications automobiles. Adv. Mater. Automot. Ing. https://doi.org/10.1533/9780857095466.28 (2012).

Article Google Scholar

Soares, GC & Hokka, M. Les coefficients de Taylor-Quinney et l'écrouissage du titane, du fer, du cuivre et de l'étain commercialement purs en compression à haut taux. Int. J. Impact Ing. 156, 103940 (2021).

Article Google Scholar

Zhao, GH, Liang, XZ, Kim, B. & Rivera-Díaz-del-Castillo, PEJ Modélisation des mécanismes de renforcement dans les alliages de Ti de type bêta. Mater. Sci. Ing. A 756, 156–160 (2019).

Article CAS Google Scholar

Télécharger les références

Cette recherche n'a reçu aucune subvention spécifique d'organismes de financement publics, commerciaux ou à but non lucratif.

Faculté d'ingénierie et d'informatique, Université de Bradford, Richmond Road, Bradford, West Yorkshire, Royaume-Uni

Kavian Cooke et Abdulrahman Alhubaida

Vous pouvez également rechercher cet auteur dans PubMed Google Scholar

AA A préparé les échantillons pour les tests et a complété la modélisation géométrique. KC a effectué les tests, la caractérisation, la rédaction et la révision du manuscrit.

Correspondance à Kavian Cooke.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

Libre accès Cet article est sous licence Creative Commons Attribution 4.0 International, qui autorise l'utilisation, le partage, l'adaptation, la distribution et la reproduction sur tout support ou format, à condition que vous accordiez le crédit approprié à l'auteur ou aux auteurs originaux et à la source, fournissez un lien vers la licence Creative Commons et indiquez si des modifications ont été apportées. Les images ou tout autre matériel de tiers dans cet article sont inclus dans la licence Creative Commons de l'article, sauf indication contraire dans une ligne de crédit au matériel. Si le matériel n'est pas inclus dans la licence Creative Commons de l'article et que votre utilisation prévue n'est pas autorisée par la réglementation légale ou dépasse l'utilisation autorisée, vous devrez obtenir l'autorisation directement du détenteur des droits d'auteur. Pour voir une copie de cette licence, visitez http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Réimpressions et autorisations

Cooke, K., Alhubaida, A. Réponse microstructurale et comportement à l'usure du Ti-6Al-4V imprégné d'un revêtement nanostructuré Ni/Al2O3 + TiO2 à l'aide d'un arc électrique. Sci Rep 12, 21978 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-25918-4

Télécharger la citation

Reçu : 09 août 2022

Accepté : 07 décembre 2022

Publié: 20 décembre 2022

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-022-25918-4

Toute personne avec qui vous partagez le lien suivant pourra lire ce contenu :

Désolé, aucun lien partageable n'est actuellement disponible pour cet article.

Fourni par l'initiative de partage de contenu Springer Nature SharedIt

En soumettant un commentaire, vous acceptez de respecter nos conditions d'utilisation et nos directives communautaires. Si vous trouvez quelque chose d'abusif ou qui ne respecte pas nos conditions ou directives, veuillez le signaler comme inapproprié.