Procédé d'oxydation électrolytique au plasma à basse tension respectueux de l'environnement pour les alliages de titane

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 6037 (2022) Citer cet article

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L'oxydation électrolytique au plasma (PEO) est un processus de traitement de surface largement utilisé pour protéger les surfaces de métaux légers tels que Mg, Al et Ti. Nous rapportons ici un procédé PEO respectueux de l'environnement qui utilise des électrolytes contenant de l'azote et des basses tensions (120 V) pour former des revêtements d'oxyde de ~ 12 microns d'épaisseur, uniformes, adhérents et poreux sur des surfaces en alliage de titane T1. Nous avons évalué l'influence de la nitrogénation en comparant les revêtements à des alliages traités dans des bains de PEO sans composés azotés. Les deux ensembles d'échantillons présentaient des morphologies de type basalte avec des variations distinctes dans les structures des pores. Les analyses de composition ont montré que les revêtements étaient principalement des composites d'oxydes de titane et de silicates. Les alliages T1 Ti traités avec des électrolytes contenant de l'azote contenaient également du TiC et du TiN. Il s'agit du tout premier rapport sur la production de revêtements composites TixOy, Ti–Si–O, TiC et TiN à l'aide d'un seul bain de PEO sans nanoparticules de carbure/nitrure. Les bandes interdites des revêtements suggéraient une fonctionnalité de lumière visible. L'utilisation de composés à base d'azote dans les bains de PEO a amélioré la dureté des couches d'oxyde mais a introduit une fissuration induite par la contrainte qui est potentiellement responsable de la réduction de la résistance à la corrosion des revêtements contenant des nitrures et des carbures.

L'oxydation électrolytique au plasma (PEO) est un procédé de traitement de surface utilisé pour protéger les substrats métalliques en induisant la formation de revêtements d'oxyde inertes vis-à-vis de l'environnement. Le processus applique une tension élevée en courant continu (CC), en courant continu pulsé ou en courant alternatif (CA) entre une cathode stable et le substrat cible dans un bain électrolytique. Des canaux de décharge en micro-arc sur la surface du substrat forment le revêtement d'oxyde. L'objectif principal des traitements de surface au PEO est de fournir aux substrats métalliques une résistance à l'usure et à la corrosion. Une caractéristique unique du processus PEO est que les interactions thermochimiques du plasma à des décharges à surfaces multiples entraînent la croissance bimodale des revêtements d'oxyde. Les processus de traitement au PEO forment simultanément une couche poreuse sur le substrat qui s'étend de quelques microns dans la masse du substrat en formant un revêtement hautement adhérent résistant à la corrosion. Les alliages de magnésium, d'aluminium et de titane font partie des métaux légers couramment soumis à des traitements de surface au PEO1. Des revues récentes rapportent également l'utilisation de traitements de surface au PEO pour les alliages de cuivre, de zinc et de niobium2.

Le titane et ses alliages ont une gamme variée d'applications dans les industries aérospatiale, chimique, biomédicale3,4 et des semi-conducteurs en raison de leur résistance spécifique élevée, de leur faible densité, de leur facilité de fabrication et de leur biocompatibilité. Les alliages de titane T1 présentent un intérêt particulier pour les applications scientifiques5 et industrielles car ils possèdent une élasticité inférieure et une résistance à la corrosion supérieure par rapport aux autres alliages de titane. Les alliages T1 ne peuvent pas être directement traités avec des processus d'ingénierie de surface standard car ils ne répondent pas aux processus de durcissement thermique et ne sont pas réactifs avec l'oxygène. Les procédés de traitement de surface thermochimiques disponibles pour améliorer la résistance à l'usure et à la corrosion des alliages de Ti comprennent le dépôt physique en phase vapeur (PVD), le dépôt chimique en phase vapeur (CVD), la conversion chimique, l'anodisation, la galvanoplastie, le placage autocatalytique, la polymérisation de revêtements organiques et le PEO. Le traitement de surface des alliages de titane par PEO est un procédé bien connu et commercialement viable car le PEO peut développer des revêtements oxydés épais, adhérents et résistants à l'usure sur la surface de l'alliage. Les autres procédés de traitement de surface des alliages de titane sont la cémentation et la nitruration. La carbonisation des alliages de titane produit un revêtement TiC à l'échelle du micron et nécessite des températures de traitement élevées (> 1000 °C)6. La nitruration des alliages de titane entraîne la formation de revêtements Ti-N extrêmement durs (1500 à 3000 HV), et le processus nécessite des environnements contrôlés riches en N27. L'inconvénient de la nitruration directe des surfaces en alliage de titane est la réduction de leur résistance à la fatigue8.

Les revêtements PEO sur titane présentent un grand intérêt en raison de leur ductilité, de leur résistance à la corrosion et surtout de leur nature photocatalytique. L'intérêt scientifique pour les oxydes de titane et les matériaux à base d'oxyde de titane a été piqué par la découverte de la capacité du TiO2 à séparer l'eau sous la lumière UV9. Cette découverte a suscité de nombreuses recherches sur les photocatalyseurs à base de TiXOY pour les applications d'auto-nettoyage, les applications de récupération d'énergie et la décomposition des polluants organiques10. La plupart des matériaux à base de TiO2 rapportés dans la littérature sont des nanoparticules et nécessitent un traitement supplémentaire pour les applications du monde réel. Une fonctionnalisation efficace des oxydes de titane nécessite également que les matériaux soient à la fois réactifs à la lumière visible et mécaniquement robustes.

Les techniques de fonctionnalisation pour les matériaux à base de Ti-O comprennent les réseaux nanostructurés induits par le processus, la cristallisation de surface et l'incorporation de micro/nanoparticules dans des revêtements céramiques traités au PEO. Uhm et al., ont rapporté la production de nanotubes de titane adaptés au PEO pulvérisés avec de l'Ag pour des applications antimicrobiennes. Les auteurs ont rapporté que les revêtements fonctionnalisés réduisaient la viabilité cellulaire de S. aureus11. Jiang et al., ont produit des nanofils de titanate de nickel de tailles contrôlables pour l'oxydation catalytique du CO12. Les alliages de Ti subissent une cristallisation de surface lorsqu'ils sont traités avec des techniques de plasma pour la protection de surface. Benčina et al., rapportent que le contrôle des conditions plasmatiques peut induire une initiation de phase ou une transition entre l'anatase et le rutile TiO23. Des études montrent que les revêtements multiphases de TiO2 présentent des applications photocatalytiques et de récupération d'énergie améliorées par rapport aux revêtements en phase pure anatase ou à base de rutile13. L'ajout de micro/nanoparticules aux bains de PEO est l'une des techniques les plus récentes pour fonctionnaliser les alliages T1 Ti traités en surface. L'incorporation de nanoparticules telles que Ag, Cu et Zn14 dans des alliages de Ti traités au PEO par modification d'électrolyte a amélioré les performances antibactériennes, le comportement de résistance à la corrosion et l'applicabilité de la bio-intégration des matériaux. Des particules non métalliques telles que SiO2, Si3N4, SiC, Al2O3 et ZrO2 et des nanoparticules de graphène auraient amélioré la fonctionnalité mécanique des composants en alliage de Ti pour les applications aérospatiales. Des études bibliographiques rapportent également l'incorporation de microparticules de NiO, Fe2O3, Cr2O3 et d'hydroxyapatite15 dans les bains électrolytiques pour produire des revêtements d'oxyde céramique fonctionnels sur du titane et/ou des alliages de titane.

Les composés de silicate sont des constituants couramment utilisés pour les électrolytes PEO, et peu d'études rapportent l'influence combinée de ces composés sur la fonctionnalisation des revêtements d'oxyde céramique formés par le traitement de surface des alliages T1. Les implants en titane revêtus de PEO, préparés à l'aide d'un électrolyte contenant du silicate, ont présenté une ostéointégration plus élevée dans les modèles de rat que les implants en titane brut17. Shokoufar et al., ont rapporté un comportement mécanique amélioré des surfaces Ti – 6 Al – 4V traitées au PEO. Les auteurs ont incorporé la teneur en carbure dans le revêtement céramique en ajoutant des nanoparticules de SiC à l'électrolyte PEO. L'étude a également montré que l'incorporation de nanoparticules dans les revêtements traités au PEO avait un impact négatif sur le coefficient de frottement et la densité de courant de corrosion des matériaux oxydés18. Chen et al., ont rapporté un procédé en deux étapes de production de revêtements d'oxyde de titane traités au PEO incorporés au carbone avec un comportement tribologique amélioré. Les auteurs ont utilisé la pulvérisation magnétron pour déposer du carbone de type diamant dans les micropores du titane de grade 2 commercial traité au PEO19. L'azote des revêtements céramiques à base de TiO2 est une autre méthode bien documentée pour améliorer leur fonctionnalité ; cependant, il n'y a aucun rapport d'incorporation de teneur en nitrure dans des alliages de titane traités au PEO en modifiant la composition de l'électrolyte.

Cirrus visait à concevoir un seul processus PEO à faible puissance pour la modification de surface de métal léger. Notre mission était d'améliorer la polyvalence et la simplicité des processus PEO tout en gardant une longueur d'avance sur les normes environnementales et de durabilité. L'étude actuelle répond au besoin d'un processus de traitement de surface qui protège directement les alliages de titane T1 avec un mince revêtement d'oxyde céramique utilisant des produits chimiques électrolytiques à faible énergie et bénins. La méthodologie de traitement de surface PEO décrite ici produit des revêtements céramiques fonctionnels sur des alliages T1 Ti en utilisant des tensions inférieures à 120 V et des bains organo-alcalins contenant du silicate respectueux de l'environnement. Notre technologie PEO produit des revêtements azotés dans des électrolytes contenant des traces d'aminophénol20. Les revêtements à taux de croissance élevé (~ 40 μm/h) sont des composites d'oxydes de titane, de carbures, de nitrures et de composés de silicate. Nous nous sommes particulièrement intéressés à analyser les influences des composés carbures et nitrures sur la fonctionnalité des revêtements céramiques. À notre connaissance, il n'y a pas eu d'études antérieures sur la combinaison de silicates et de composés à base d'azote dans un seul électrolyte PEO pour produire des revêtements composites fonctionnels à base d'oxyde de titane sur des alliages T1 Ti.

La figure 1a montre la variation de tension pendant le traitement PEO des alliages de titane T1. La caractéristique unique de ce processus est que le traitement de surface nécessite moins de 120 V. Nous avons traité deux ensembles d'alliages de titane T1 en utilisant la technologie PEO rapportée dans cet article. La figure 1b est une image de l'alliage de titane T1 tel que reçu, usiné aux dimensions requises. Des échantillons marqués Ti-A (Fig. 1c) ont été préparés à l'aide de bains organo-alcalins contenant du silicate. Le traitement au PEO a amené les échantillons à développer un revêtement céramique gris bleuâtre uniforme sur la surface. Les échantillons préparés à l'aide de silicate et d'aminophénol dans la chimie du bain organo-alcalin sont étiquetés Ti-B (Fig. 1d).

( a ) Graphique tension / temps démontrant les faibles énergies nécessaires pour produire des revêtements d'oxyde sur des alliages T1 Ti à l'aide de bains électrolytiques PEO respectueux de l'environnement. (b) Alliage T1 Ti tel que reçu usiné à des dimensions de substrat de 8 mm × 20 mm × 0,1 mm pour le traitement au PEO. (c) Alliages T1 traités au PEO avec des silicates dans le bain organo-alcalin. Le revêtement céramique, Ti-A, est continu et d'aspect gris bleuté. ( d ) Alliages T1 traités au PEO avec des silicates et de l'aminophénol dans le bain organo-alcalin (Ti-B). Les revêtements, Ti-A et Ti-B, semblent visuellement similaires. Crédit photo : F. Hou (b–d).

Macroscopiquement, Ti-A et Ti-B possèdent des revêtements céramiques gris bleuâtre d'apparence similaire. Les images de microscopie électronique à balayage (SEM) des surfaces Ti-A et Ti-B ont montré que l'ajout d'aminophénol au bain de PEO induisait des changements morphologiques à l'échelle microscopique sur les surfaces. La surface Ti-A (Fig. 2a) présentait des fissures et des pores typiques d'un revêtement d'oxyde céramique16,21. Les tailles de pores variaient de < 1,00 à 3,00 μm. L'image montre également que la distribution des pores Ti-A n'est pas uniforme, comme illustré par l'image en coupe transversale fournie sur la figure 2c. La surface de Ti-B (Fig. 2b) présente des fissures et des pores intégrés aux couches oxydées, mais la structure des pores apparaît ici plus dense. La formation de films d'oxyde pendant les traitements PEO est un processus simple mais complexe. L'application d'une tension entre le substrat Ti et l'électrolyte conduit initialement à la formation d'une couche barrière isolante en surface. Une fois que la tension appliquée dépasse le potentiel de claquage de la couche barrière, des canaux de décharge conducteurs se forment. Des températures élevées dans les canaux de décharge conduisent à la fusion et à l'oxydation des éléments d'alliage souterrains. Les oxydes fondus transportés à travers les canaux de décharge se solidifient instantanément, produisant la morphologie de type basalte observée sur les revêtements Ti-A et Ti-B. Les revêtements s'épaississent au fur et à mesure que le processus se poursuit. La cinétique de croissance des surfaces traitées au PEO suggère que la porosité des revêtements augmente linéairement avec l'épaisseur22. Dans cette étude, nous observons que l'ajout d'aminophénol à l'électrolyte PEO affine la porosité sans influencer le taux de croissance du revêtement Ti-B. La modification de l'électrolyte a permis un meilleur contrôle des dimensions des pores sur la surface Ti-B en raison du comportement de type tensioactif de l'aminophénol. Notre hypothèse est que la réduction des dimensions des bulles de gaz est due aux variations de l'intensité de la décharge d'arc, des températures et des pressions dans les canaux de décharge causées par la modification aminophénolique de l'électrolyte PEO. Les changements dans les propriétés de l'électrolyte semblent également augmenter l'uniformité et la densité des canaux de décharge sur la surface. Le résultat - un revêtement à haute porosité avec une morphologie contrôlée observée dans Ti-B (Fig. 2b)23. La réduction des dimensions des pores entraîne moins de transport d'oxyde fondu par canal de décharge. La porosité plus élevée du revêtement Ti-B, se manifestant par des fissures de surface plus importantes, peut influencer les propriétés de corrosion. La figure 2d montre la propagation des fissures de surface sur Ti-B à travers l'épaisseur du revêtement. La microstructure modifiée des revêtements Ti-B, due à l'ajout de composés contenant de l'azote dans le bain de PEO, pourrait potentiellement améliorer les performances mécaniques des revêtements.

(a) Morphologie de surface de Ti-A : la figure montre la couche d'oxyde poreux sur l'alliage T1 traité dans un bain de PEO. Les fissures et la variation de la taille des pores sont typiques d'une surface de Ti traitée. (b) Morphologie de surface de Ti-B : l'ajout d'aminophénol au bain de PEO a modifié la structure des pores du revêtement de Ti traité au PEO. Les pores sont de taille relativement uniforme et semblent avoir une distribution plus uniforme sur la surface. ( c ) Morphologie en coupe transversale de Ti-A montrant la distribution des pores le long de la profondeur du revêtement. ( d ) Morphologie en coupe transversale de Ti-B; la distribution des pores est plus uniforme par rapport au Ti-A. De plus, l'image montre également la propagation des fissures de surface à travers la profondeur du revêtement.

Nous avons caractérisé les propriétés cristallographiques et compositionnelles de Ti-A et Ti-B à l'aide de la diffraction des rayons X (XRD) et de la spectroscopie Raman améliorée en surface (SERS). Nous avons comparé les modèles XRD des revêtements Ti-A et Ti-B avec ceux d'un alliage Ti non traité pour isoler les signaux du substrat. Les diagrammes XRD de la figure 3a montrent que les surfaces oxydées dans des bains de PEO contenant de l'aminophénol présentent des signatures cristallographiques similaires à celles traitées dans des bains sans aminophénol. La plupart des pics correspondent au TiO2 anatase et rutile. Les pics pour TiO2 et Ti2O3 semblent coïncider à ~ 53°.

( a ) Modèles XRD de Ti-A et Ti-B. Les diagrammes montrent que l'ajout d'aminophénol à la chimie du bain n'a aucune influence sur la signature cristallographique de la couche d'oxyde formée. ( b ) Spectre Raman de Ti-A avec déconvolution maximale. ( c ) Spectre Raman de Ti-B avec déconvolution maximale. La signature carbone amorphe détectée dans la couche oxydée est due à l'ajout d'aminophénol au bain de PEO. ( d ) Liste des groupes fonctionnels associés aux bandes Raman observées dans les spectres SERS déconvolués.

Les modèles XRD pour Ti-A et Ti-B sont similaires, indiquant ainsi que la modification de l'aminophénol de l'électrolyte a peu d'influence sur les propriétés cristallographiques des revêtements. Une étude future se concentre sur l'amélioration possible de l'orientation du plan cristallin en raison de l'influence de la cristallographie du substrat, de la composition de l'électrolyte et de la vitesse de croissance du revêtement. Les taux de croissance du revêtement dans les procédés PEO sont élevés pour les électrolytes contenant du silicate24. Cependant, les résultats actuels ne nous fournissent pas suffisamment de données pour analyser l'orientation cristallographique.

Les figures 3b, c illustrent les spectres Raman d'échantillons Ti-A et Ti-B traités dans des bains PEO sans et avec aminophénol, respectivement. La figure 3d fournit une liste de groupes fonctionnels associés aux pics déconvolués. Les déconvolutions spectrales pour les spectres Ti-A et Ti-B montrent que les revêtements sont des composites d'oxydes d'aluminium, de silicium et de titane, de silicate de titane et de composés organiques. De plus, nous détectons du carbone amorphe dans le revêtement Ti-B. Ti-A et Ti-B présentent un pic net pour la phase anatase TiO2 à ~ 140 cm-1. Cela complète l'observation des plans cristallins d'anatase orientés à partir de modèles XRD. La détection de TiSiO4 concorde avec les résultats XRD pour les revêtements Ti-A et Ti-B25. Le spectre pour Ti-B (Fig. 3c) montre que le revêtement d'oxyde contenait du carbone amorphe et d'autres composés organiques. L'apparition des pics de carbone amorphe dans le spectre suggère la carbonisation potentielle de la couche d'oxyde au cours du processus PEO. Les pics à ~ 515 cm-1 et ~ 570 cm-1 suggèrent la présence de TiC26 et TiN27 dans les revêtements Ti-B. L'absence de pics correspondant à TiC dans le schéma XRD pour Ti-B est due à une intensité insuffisante des particules de carbure pour une détection fiable. Une autre possibilité est que les particules de TiC ne soient pas orientées dans la direction des rayons X incidents.

Nous avons utilisé la spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) pour l'analyse avancée des échantillons de Ti-A et Ti-B. Nous avons collecté des spectres de perte de cœur pour C, N (Ti-B uniquement), O, Si et Ti. La figure 4 fournit des spectres de niveau de cœur Ti-A. L'analyse des pics pour les échantillons a référencé le pic C 1 s à 283 eV (Fig. 4a). Les déconvolutions maximales ont montré la présence de liaisons C – C à ~ 283 eV et de liaisons C – O – C à ~ 284 eV, qui correspondent toutes deux à une teneur en carbone fortuite accumulée sur la surface du revêtement. Nous avons observé un large pic de faible intensité correspondant aux liaisons carboxylate à ~ 287 eV. Les échantillons de Ti-A contenaient également des quantités infimes de carbone lié sp2 dans le revêtement oxydé. Nous émettons l'hypothèse que les citrates dans le bain de PEO ont le potentiel de carboniser le revêtement céramique dans une faible mesure. Les pics O 1s déconvolutés (Fig. 4b) ont montré la présence d'oxydes métalliques à ~ 528 eV, de carbonates métalliques à ~ 529 eV et de liaisons C – O ~ 530 eV. Le pic à 530 eV correspond au contenu adventice accumulé sur la surface du revêtement. Le pic de faible intensité à ~ 534 eV correspond à Na KLL. La déconvolution du spectre Si 2p (Fig. 4c) a entraîné deux pics. Le pic à ~ 101 eV correspond à SiO2 et celui à ~ 100 eV indique la présence de teneur en silicium organique dans le revêtement. Le spectre Ti 2p (Fig. 4d) présentait une forme normalement représentative de TiO2 avec une petite quantité de Ti2O3. L'analyse de la composition de la surface a indiqué que les échantillons de Ti-A sont des revêtements céramiques composites préparés dans un bain de PEO capables d'introduire des composés contenant du Si-O à renforcement mécanique. Nous avons ajouté des composés contenant de l'azote à la chimie du bain dans le but d'améliorer encore les propriétés mécaniques et fonctionnelles des revêtements d'oxyde.

Spectres de perte de noyau XPS pour Ti-A. (a) Spectre XPS montrant le pic C 1s situé à ~ 283 eV. La signature correspond principalement au carbone adventif. Nous observons un pic de faible intensité correspondant au polymère C = O à ~ 287 eV. ( b ) Pics XPS déconvolutés pour les oxydes dans le revêtement traité au PEO. Les pics à ~ 529 eV sont des signaux de C = O et C – O accidentels et de tout carbonate métallique dans le revêtement. ( c ) Pics Si 2p déconvolutés montrant des signatures pour Si organique (~ 100,4 eV) et SiO2. (d) Nous observons des pics XPS pour TiO2 et Ti2O3 dans les spectres de perte de noyau collectés pour Ti 2p. On observe également sur la figure la caractéristique satellite à ~ 471 eV typique des oxydes de titane.

La figure 5 fournit des pics XPS au niveau du noyau pour les échantillons Ti-B. Les formes des pics pour C, O, Si et Ti sont sensiblement différentes entre Ti-A et Ti-B. La figure 5b, e indique l'azote de la composition de revêtement. Nous émettons l'hypothèse que l'incorporation de nitrures dans les revêtements Ti-B est due à l'influence de l'énergie de l'arc générée à la surface de l'alliage dans le bain de PEO contenant de l'azote. Nous avons analysé les spectres XPS au niveau du noyau pour Ti-B en référence au pic C 1s (C – C) à ~ 284 eV (Fig. 5a). La déconvolution du spectre C 1s a donné quatre pics distincts ; le premier pic à ~ 282 eV suggère la présence de carbures métalliques et celui à ~ 287 eV indique la présence de liaisons polymères C=O dans les revêtements Ti-B. Les deux autres pics, C–C à ~ 284 eV et C–O–C à ~ 285 eV, correspondent à la présence de carbone adventice sur la surface du revêtement. Le spectre XPS pour les N 1 dans les revêtements Ti-B présentait deux pics déconvolués (Fig. 5b); le pic à ~ 396 eV suggère la présence d'une petite quantité de nitrure métallique dans la composition. Le pic à ~ 399 eV indique que la majeure partie de la signature d'azote provient de la teneur en oxynitrure de silicium dans les revêtements Ti-B. Le spectre O 1s pour Ti-B a une forme complexe et la déconvolution maximale a donné quatre pics (Fig. 5c). Les pics à ~ 527 eV et ~ 529 eV indiquent la présence d'oxydes métalliques dans les revêtements Ti-B. Le pic à ~ 531 eV correspond aux liaisons C – O dans le revêtement typique de la contamination accidentelle. Enfin, nous observons le pic Na KLL à ~ 535 eV. Le spectre au niveau du cœur de Si 2p collecté à partir d'échantillons de Ti-B avait une forme légèrement asymétrique (Fig. 5d). La déconvolution des pics a montré que la teneur en Si dans les revêtements est principalement sous forme de TiSiOX (~ 102 eV). La déconvolution a également suggéré la présence de Si3N4 (~ 100 eV). La figure 5e montre le spectre XPS pour Ti 2p dans les revêtements Ti-B ; le spectre a une forme complexe et la déconvolution a abouti à quatre pics distincts. Les pics à ~ 457 eV et ~ 463 eV correspondent au Ti 2p3/2 et Ti 2p1/2 dans TiO2. Le pic à ~ 461 eV correspond à Ti2O3. La caractéristique intéressante de ce spectre est le pic à ~ 455 eV suggérant la présence de TiN27 et TiC28 dans le revêtement. Ces résultats corroborent les données XRD et SERS présentées pour Ti-B sur les figures 3a, c.

Spectres XPS pour Ti-B. (a) Le pic C 1s pour les revêtements oxydés avec de l'aminophénol dans le bain de PEO est à ~ 284 eV. Le pic à ~ 282 eV indique la présence de Ti-C dans le revêtement. (b) Le pic de perte de noyau pour N 1s montre la présence de nitrures métalliques dans le revêtement, potentiellement synthétisés sous l'influence de l'énergie de l'arc généré par un bain de PEO contenant de l'azote. De plus, nous observons également un pic de faible intensité pour NSi2O à ~ 399 eV. (c) Les pics XPS pour les O1 correspondent à la présence d'oxydes métalliques et de matériaux adventices sur la surface du revêtement. (d) Les spectres XPS pour Si2p indiquent que la couche de céramique contient du TiSiOX et potentiellement du Si3N4. (e) Les pics de perte de cœur Ti2p présentent une forme complexe. Le revêtement est principalement composé d'oxydes de titane. La caractéristique satellite mineure à ~ 459 eV est due à la présence de liaisons Ti – N dans le revêtement. Le pic à ~ 455 eV correspond à la présence de liaisons Ti–C.

Le transfert de matière à travers les canaux de décharge générés lors des traitements PEO est bidirectionnel. Nous avons indiqué dans les sections précédentes que le transport des oxydes fondus se produit du sous-sol vers la surface. Les températures élevées localisées décomposent les constituants de l'électrolyte conduisant à l'incorporation d'ions de silice polycondensée dans les canaux de décharge. Nous supposons que ce phénomène est également responsable de l'incorporation de composés organiques (citrates) dans les revêtements Ti-A et Ti-B. La décomposition de l'aminophénol, dans les canaux de décharge, explique l'incorporation des teneurs en nitrure et carbure dans le Ti-B. La plupart des études de recherche s'appuient sur ce mode d'incorporation de particules pour améliorer les propriétés fonctionnelles, mécaniques et électrochimiques des surfaces traitées au PEO29.

Nous avons évalué les propriétés mécaniques des revêtements Ti-A et Ti-B en utilisant la nanoindentation. Les résultats ont montré que le processus PEO rapporté dans cet article améliorait la dureté d'env. 1,5 fois. Les alliages de Ti nus possèdent une dureté de 4,43 GPa. Les revêtements oxydés avec et sans aminophénol dans la chimie du bain présentaient des valeurs de dureté de 7,12 GPa et 6,63 GPa, respectivement. Il s'agit d'une démonstration claire de l'amélioration bien connue du comportement mécanique des substrats T1 via la modification de surface assistée par PEO30. La dureté améliorée des alliages traités est due à la formation d'une couche d'oxyde robuste renforcée par l'incorporation de particules de silicate. Il est possible que les fissures observées sur Ti-A et Ti-B soient le résultat d'une fragilité induite par le silicate24,31. Les teneurs en TiC et TiN des revêtements Ti-B sont responsables de leur valeur de dureté élevée32.

La figure 6 montre les spectres de réflectance diffuse pour les revêtements Ti-A et Ti-B préparés en traitant en surface des alliages T1 dans des bains de PEO avec et sans composés contenant de l'azote. Nous avons utilisé la théorie de Kubelka-Munk pour transformer les spectres de réflectance afin de générer des tracés Tauc. Nous avons supposé que les revêtements Ti-A et Ti-B possédaient des bandes interdites directes. Les estimations de bande interdite de 2,79 eV pour Ti-A et 2,76 eV pour Ti-B sont remarquablement inférieures à celles du TiO2 disponible dans le commerce (3,0 à 3,2 eV). Les résultats montrent que les revêtements sont potentiellement photocatalytiques dans la région de la lumière bleue visible à basse énergie (~ 446 nm). La plus petite bande interdite des revêtements Ti-A et Ti-B est due à leur teneur en silicate et en matière organique. Vasilyeva et al. rapportent que les composites silice/titane présentent des propriétés de conversion catalytique avec une efficacité de 97 % ; tandis que le dopage à l'azote33 et la carbonisation34 des revêtements à base d'oxyde de titane sont des voies populaires d'amélioration de leurs propriétés fonctionnelles pour diverses applications de semi-conducteurs. La réduction actuelle de la bande interdite est limitée, mais le processus est prometteur pour le développement de matériaux photocatalytiques. Nous étudions actuellement l'efficacité photocatalytique des revêtements.

Spectres de réflectance diffuse des revêtements Ti-A et Ti-B. Les spectres montrent que les revêtements présentent des bandes interdites dans la région de la lumière bleue visible (~ 446 nm). Il n'y a pas de variation dans la bande interdite pour les échantillons oxydés dans des bains de PEO avec et sans composés contenant de l'azote.

Nous avons extrait les potentiels de corrosion du substrat en titane et des revêtements Ti-A et Ti-B des tracés de Tafel (Fig. 7). La figure 7b fournit les résultats des tests potentiodynamiques extraits. Les résultats de Tafel montrent que l'alliage Ti non traité présente une résistance à la corrosion moins noble que Ti-A et Ti-B. Le revêtement Ti-A donne un comportement à la corrosion moins noble que le Ti-B. Les tracés de Tafel indiquent que la présence de nitrures et de carbures dans le Ti-B a une influence positive sur le comportement à la corrosion. Les images SEM de Ti-A et Ti-B (Fig. 2) révèlent que les revêtements sont poreux avec des fissures de surface. Ceux-ci peuvent se propager à travers l'épaisseur du revêtement Ti-B et peuvent avoir un impact négatif sur sa résistance à la corrosion. Des matériaux différents combinés à la porosité des revêtements Ti-A et Ti-B peuvent avoir une influence néfaste en raison de la corrosion galvanique. Des travaux supplémentaires sont nécessaires pour optimiser les paramètres du procédé afin de réduire la porosité du revêtement de surface afin d'améliorer encore sa résistance à la corrosion.

( a ) Parcelles de Tafel pour les revêtements Ti-A et Ti-B. La courbe pour un alliage de titane T1 nu a également été mesurée comme ligne de base. (b) Les potentiels de corrosion et les densités de courant extraits des courbes montrent que le Ti-B est moins sensible à la corrosion que le Ti-A et l'alliage de Ti non traité.

Il est important de reconnaître que même si les valeurs d'icorrosion sont rapportées en tant que densités de courant, cela est fait en supposant que toute la surface exposée (1 cm2) dans la cellule électrochimique est active. L'augmentation de la surface due à la porosité n'a pas été mesurée, par conséquent, les densités de courant de corrosion réelles sont probablement inférieures aux valeurs indiquées sur la figure 7b.

La figure 8 montre le comportement d'impédance des alliages de Ti traités au PEO par rapport à celui des substrats de Ti non traités. Nous avons modélisé la réponse par spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) de substrats non traités et traités au PEO à l'aide des circuits électriques équivalents (EEC) illustrés par les Fig. 8d, e. Rcoating, Rdiffusion et Relec représentent respectivement les résistances du revêtement, de la couche de diffusion et de l'électrolyte. CPEcoating et CPEdiffusion représentent les éléments à phases constantes (CPE) pour les couches de revêtement et de diffusion. La modélisation des résultats EIS en tant que CEE est courante pour les revêtements sur des substrats métalliques. La porosité est représentée par les éléments parallèles CPEdiffusion et Rdiffusion (Fig. 8e). En comparant Ti-A et Ti-B, l'amplitude des impédances de chacun des éléments de montage (Fig. 8f) est considérée comme plus grande pour Ti-B, ce qui suggère que l'ajout d'aminophénols a une influence positive sur la résistance à la corrosion des revêtements Ti-B.

Spectroscopie d'impédance électrochimique des revêtements Ti-A et Ti-B comparée au comportement électrochimique d'un alliage Ti non traité. (a) Parcelles de Nyquist; (b,c) diagrammes de Bode ; (d) modèle CEE pour alliage Ti non traité; (e) modèles EEC pour Ti-A et Ti-B; (f) liste des paramètres d'ajustement des CEE EIS obtenues pour l'alliage de Ti non traité, Ti-A et Ti-B.

Les pores, les fissures induites par les contraintes et les couches de diffusion hautement poreuses sont typiques d'un substrat métallique traité au PEO. L'un des objectifs de l'utilisation d'un aminophénol comme modificateur d'électrolyte PEO est de limiter la formation de défauts de revêtement au cours du processus de traitement. Nous avons observé que la nitruration et la carburation des revêtements traités au PEO densifient la structure du revêtement et atténuent la propagation des fissures induites par les contraintes (Fig. 2b, c). Ce phénomène est évident à partir des paramètres de modélisation EEC. La résistance du revêtement Ti-B est environ 5 fois supérieure à celle de Ti-A, mais la résistance de la couche de diffusion de Ti-B est inférieure à celle de Ti-A. Hoche et al. ont proposé un modèle qui explique le comportement observé de nos revêtements traités au PEO35. La solution de NaCl pénètre d'abord dans les défauts induits par le procédé. Les dimensions des pores plus grandes et la propagation des fissures de surface sur Ti-A sont responsables de la moins bonne résistance à la corrosion de Ti-A que de Ti-B. Nous observons également que l'ajout d'aminophénols aux électrolytes PEO augmente la distribution des canaux de décharge d'arc sur la surface du substrat, ce qui entraîne une moins bonne résistance à la corrosion observée dans la couche de diffusion Ti-B.

L'objectif de cette étude était de démontrer l'application de chimies de bain PEO respectueuses de l'environnement dans le traitement de surface des alliages T1 Ti. Le processus de traitement de surface décrit ici produit des revêtements uniformes et adhérents sur la surface du substrat avec des caractéristiques intéressantes. Le processus offrait également une technique en une seule étape pour incorporer la teneur en nitrure et en carbure dans les oxydes de surface. Nos tests d'analyse de bande interdite ont montré que les oxydes de surface produits au cours du processus de traitement au PEO peuvent avoir des applications photocatalytiques en lumière visible. Les couches d'oxyde formées pendant le PEO ont fourni des propriétés uniques de résistance à la corrosion aux substrats de titane T1.

La morphologie et la composition des oxydes de surface utilisant des bains de PEO ont été attribuées au comportement hors d'équilibre des espèces réactives générées sous l'influence de points de décharge de micro-arc localisés sur les surfaces d'alliage de titane T1. Les processus PEO génèrent des flux d'énergie thermique localisés intenses qui ont une influence bimodale sur les substrats T1 Ti. L'oxydation directe du substrat forme la structure poreuse du revêtement d'oxyde. Les températures (~ 3000 °C)36 atteintes au cours du processus de traitement au PEO étaient suffisantes pour faire fondre la surface du substrat et créer l'aspect basaltique des couches d'oxyde. La distribution uniforme des pores dans la couche d'oxyde de surface était importante pour que le revêtement protège le substrat sous-jacent de la corrosion. Nous avons constaté que le traitement de surface avec un bain de PEO contenant un composé azoté a amélioré la densité des pores de la couche d'oxyde résultante tout en préservant la morphologie de type basalte du revêtement. Cependant, le durcissement des revêtements Ti-B produits à l'aide du bain de PEO enrichi en aminophénol a également provoqué l'apparition de fissures induites par la contrainte sur la surface.

La nouveauté des revêtements Ti-B réside dans le fait que l'ajout de composés contenant de l'azote à la chimie du bain plutôt que des nanoparticules à base de C4 ou N3 a amélioré l'uniformité de la distribution des pores. Notre hypothèse est que la présence de produits chimiques à base d'azote dans la chimie du bain a provoqué un phénomène similaire au traitement de nitrogénation rapporté par Shen et al.37. Les résultats des analyses de composition présentées dans cet article montrent que la nitrogénation des surfaces traitées au PEO peut être obtenue à l'aide de produits chimiques respectueux de l'environnement et à de faibles tensions d'oxydation. La carburation des revêtements a également été réalisée sans le post-traitement des surfaces traitées au PEO19. À notre connaissance, il n'existe aucun autre rapport sur la préparation de revêtements de PEO contenant du TiC à l'aide de bains électrolytiques organiques.

En se référant aux images SEM de Ti-A (Fig. 2a) et Ti-B (Fig. 2b), il apparaît que Ti-B présente des fissures qui réduisent la protection contre la corrosion du revêtement PEO par rapport à Ti-A. La présence de carbures et de (oxy-)nitrures dans le revêtement, comme le montrent les données de mesure XPS (Fig. 4), indiquerait des propriétés mécaniques plus fragiles. Les tests mécaniques ont montré que le revêtement Ti-B était environ 7,5 % plus dur que le Ti-A. Les carbures et (oxy-)nitrures de surface introduiront un caractère cassant dans le revêtement Ti-B, ce qui expliquerait les nombreuses fissures visibles dans le revêtement Ti-B.

Les revêtements Ti-A et Ti-B présentent des bandes interdites < 2,8 eV suggérant que les matériaux ont une photoactivité à la lumière visible (λ = ~ 440 nm). Cette réduction remarquable de la bande interdite de TiO2 d'environ 3,1 eV est due à la présence de composés de silicate et de carbone dans Ti-A et de composés de silicate, de carbone et d'azote dans TiB. Une fonctionnalisation similaire des alliages de titane traités au PEO, rapportée par quelques autres groupes de recherche, n'a été obtenue qu'en incorporant des nitrures ou des composés contenant du carbone avant ou après le traitement au PEO. Lin et al. ont produit des photocatalyseurs de lumière visible TiO2 dopés au N en utilisant une couche de germe de TiN sur des feuilles de Ti soumises à un traitement de surface au PEO38. Tao et al. alliages de Ti traités au PEO fonctionnalisés par polycondensation thermique de C3N4 graphitique sur les substrats oxydés39.

La technologie Cirrus PEO a une influence globalement positive sur le comportement électrochimique des substrats Ti traités. Les fissures induites par la contrainte dans Ti-A et Ti-B peuvent nuire à la résistance à la corrosion des revêtements. Le comportement potentiodynamique des revêtements Ti-A était conforme à des matériaux similaires rapportés dans la littérature2. La corrosion beaucoup plus faible du Ti-B par rapport au Ti-A est attribuée à la réduction des dimensions des pores et à la densification du revêtement due à la nitruration et à la carburation.

Les résultats présentés dans cet article suggèrent que les métaux légers peuvent être protégés de manière fiable en utilisant des procédés PEO à faible énergie et des électrolytes respectueux de l'environnement. Nous avons démontré une méthode facile pour incorporer des composés de carbone et d'azote dans des revêtements d'oxyde de titane pour obtenir une fonctionnalisation de la lumière visible. Le comportement à la corrosion des revêtements était inattendu et nécessite des recherches supplémentaires. Nous travaillons actuellement sur l'atténuation de la fissuration induite par les contraintes des revêtements de nitrure et de carbure pendant le traitement du PEO. Nous recherchons actuellement l'applicabilité de la technologie PEO (brevet en instance) rapportée dans cet article pour une large gamme d'alliages métalliques tels que Mg, Al et l'acier doux.

Nous avons utilisé des alliages T1 Ti mesurant 20 mm × 8 mm × 0,1 mm dans les dimensions de l'étude rapportée ici. Avant le traitement par PEO, les surfaces des échantillons ont été préparées en rendant mécaniquement rugueux le substrat à l'aide d'un papier émeri suivi d'un nettoyage dans un bain alcalin, maintenu à 80 ° C, pendant 15 min. Le bain comprenait 20 g/L de NaCO3, 20 g/L de Na2PO4, 20 g/L de Na2SiO3 et 3 g/L de surfactant OP-10 disponible dans le commerce. Enfin, nous avons rincé les substrats avec de l'eau DI avant de les traiter dans les bains PEO. La rugosité mécanique a amélioré l'adhérence entre le revêtement céramique et le substrat. Nous nous sommes assurés que l'étape de nettoyage empêchait toute accumulation de la couche d'oxyde natif sur le substrat.

Nous avons traité deux ensembles d'alliages de Ti, Ti-A et Ti-B, dans un bain PEO composé de 70 g/L de NaOH, 60 g/L de Na2SiO3, 10 g/L de Na3C6H5O7, 6 mL/L de H2O2 et 0,05 milli mol/L de dodécylsulfate de sodium. Le bain de l'ensemble d'échantillons « B » contenait 4,9 mL/L d'aminophénol dans le bain. Nous avons maintenu les deux bains d'électrolyte à ~ 25 °C. Nous avons traité des échantillons de Ti-A et Ti-B à l'aide d'une contre-électrode en acier inoxydable pendant 15 min. Une alimentation CC variable a fourni un courant constant de 4 A/dm2 résultant en une tension de traitement moyenne de < 120 V.

Nous avons utilisé un FEI XL30 équipé d'un canon à émission de champ de 30 kV pour étudier les morphologies de surface et la composition des revêtements Ti-A et Ti-B. Nous avons pulvérisé les échantillons avec du Pt à l'aide d'un revêtement à pompe turbomoléculaire Quorum Tech Q150T pour améliorer leur conductivité électronique pour l'imagerie SEM.

Nous avons collecté les données de phase et de composition de Ti-A et Ti-B à l'aide d'un diffractomètre à rayons X monocristallin Rigaku XtaLAB Synergy-s équipé d'une source Cu Kα (λ = 1,54184 Å, 2θ = 20° à 80°, pas de 0,02°). Nous avons utilisé l'application Materials Explorer sur la base de données ouverte de Materials Project40 pour indexer les modèles XRD.

Nous avons collecté les spectres SERS pour les revêtements Ti-A et Ti-B à l'aide d'un spectromètre Raman-AFM WITec alpha300 équipé d'un laser λ = 532 nm Ar-ion (- 61 ° C). Les données spectrales ont été recueillies en utilisant un temps d'intégration de 10 s chacune pour cinq accumulations.

Nous avons utilisé un spectromètre photoélectronique à rayons X Kratos AXIS DLD avec un analyseur d'énergie électronique hémisphérique pour analyser les revêtements Ti-A et Ti-B sur des alliages de Ti. Nous avons généré les spectres en utilisant des rayons X monochromatiques Al Ka (1486 eV) fonctionnant à 150 W. La chambre d'analyse était à 1 × 10−9 Torr pour la collecte de données. Nous avons utilisé les balayages d'enquête de - 5 à 1350 eV (énergie de passage de 160 eV) pour déterminer la composition du matériau. Nous avons recueilli des données au niveau de base pour C, O, Si et Ti pour tous les échantillons, et pour N à partir d'échantillons Ti-B. Nous avons collecté les données au niveau du cœur avec une énergie de passage de 20 eV.

Nous avons utilisé Casa XPS 2.3.14 pour résoudre les données XPS en alignant le pic C 1s à 285 eV. Nous avons utilisé la base de données Thermo Scientific XPS pour analyser les pics déconvolués41.

Nous avons utilisé un tribomètre Hysitron TI 950 équipé d'une pointe Berkovich pour analyser le comportement mécanique des revêtements d'oxyde céramique. Nous avons appliqué une charge maximale de 1000 mN pendant 2 s avec des temps de préchargement et de déchargement de 5 s. Nous avons évalué la nanodureté des sections transversales de revêtement Ti-A et Ti-B pour éliminer toute influence des substrats sur les résultats. Nous avons évalué la nanodureté de substrats témoins non traités pour évaluer l'amélioration mécanique apportée par le revêtement céramique.

Nous avons collecté les spectres de réflectance diffuse pour les revêtements Ti-A et TB à l'aide d'un spectrophotomètre UV-Vis Shimadzu 2250. Les énergies photoniques variaient de 1,5 à 6,2 eV (λ = 200 à 800 nm) avec une vitesse de balayage moyenne et une résolution de 0,016 eV (0,5 nm). Nous avons irradié les échantillons plats avec un angle d'incidence photonique de 5° via l'accessoire de réflexion spéculaire.

Nous avons utilisé un poste de travail électrochimique à trois cellules CH Instruments équipé d'un kit de cellules plates K0235 conçu par Metek pour évaluer les performances électrochimiques des surfaces oxydées. Avant les tests, nous avons immergé les échantillons dans une solution de NaCl à 3,5 % en poids pendant 72 h. Les tests ont utilisé une électrode de référence Ag/AgCl et une contre-électrode Pt. Nous avons recueilli les données de Tafel en utilisant une solution de NaCl à 3,5 % en poids fraîchement préparée. Nous avons déterminé le potentiel de circuit ouvert (OCP) des revêtements Ti-A et Ti-B en les balayant entre ± 0,3 V pendant 5 min. Nous avons également effectué une spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) en appliquant une tension alternative de 10 mV d'amplitude à l'OCP, dans la gamme de fréquences testées. Un package Python open source, impedance.py42, a été utilisé pour analyser les spectres EIS résultants et développer des circuits électrochimiques équivalents.

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Nous remercions Catherine Hobbis et Colin Doyle du Centre de recherche pour la science des surfaces et des matériaux à l'Université d'Auckland (UoA). Nous remercions également Tianping Zhu pour son aide dans les tests potentiodynamiques des revêtements. Nous sommes reconnaissants au professeur Wei Gao de nous avoir donné accès aux installations de caractérisation de l'UoA. Ce travail a reçu un financement partiel de Callaghan Innovation.

Cirrus Materials Science Ltd., 5B Target Ct., Auckland, 0627, Nouvelle-Zélande

Fengyan Hou, Rukmini Gorthy, Ian Mardon, Da Tang et Chris Goode

Département de génie chimique et des matériaux, Université d'Auckland, 20 Symonds Street, Auckland, 1010, Nouvelle-Zélande

Da Tang

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FH, RG, IM, CG, sont les auteurs principaux. FH est l'inventeur du procédé PEO modifié. FH, RG, DT ont effectué la caractérisation et les tests des matériaux. IM a effectué l'analyse sur les résultats des tests potentiodynamiques. FH, RG, IM, CG ont effectué une revue de la littérature et discuté des résultats.

Correspondance à Rukmini Gorthy.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent. Les auteurs sont des employés de Cirrus Materials Science Ltd. Le droit d'auteur appartient à Cirrus Materials Science Ltd. © Cirrus Materials Science Ltd. 2022

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Réimpressions et autorisations

Hou, F., Gorthy, R., Mardon, I. et al. Procédé d'oxydation électrolytique plasma à basse tension respectueux de l'environnement pour les alliages de titane. Sci Rep 12, 6037 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-09693-w

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Reçu : 07 septembre 2021

Accepté : 23 mars 2022

Publié: 11 avril 2022

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-022-09693-w

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