© N. Kazamer et al., published by EDP Sciences, 2018

1 Introduction

La projection thermique est une technologie largement employée pour la production de revêtements utilisés pour réduire la dégradation des composants dans divers équipements mécaniques et, par conséquent, pour augmenter leur durée de vie. Parmi toutes les techniques envisageables, la projection à la flamme est sans doute la plus fréquente car elle est relativement facile à mettre en œuvre, et elle permet de recouvrir des géométries complexes. Le matériau à déposer se présente sous forme de tige, de fil ou de poudre. Il est partiellement ou totalement fondu avant d’être projeté sur la surface du substrat [1]. Les particules qui sont accélérées atteignent ensuite le substrat et s’étalent à sa surface. Un processus d’accrochage mécanique se produit ainsi entre le substrat et les gouttelettes de projection. Toutefois, les revêtements ont généralement une morphologie irrégulière et présente une relative grande porosité avec des pores interconnectés [2]. C’est pourquoi le processus est souvent suivi d’un traitement thermique de refusion pour diminuer cette porosité [3] néfaste pour que le comportement mécanique soit acceptable selon les conditions d’utilisation en service de la pièce revêtue.

Certains alliages à base de Ni ont des propriétés qui leur permettent d’être utilisés dans plusieurs applications comme pour des chaudières, des échangeurs de chaleur, des turbines, des extrudeuses et des machines agricoles [4]. Parmi ces alliages, les alliages autofondants de NiCrBSi sont utilisés grâce à leur dureté élevée, leur bonne adhésion par des liens métallurgiques avec le substrat et une bonne résistance à la corrosion et à l’usure à haute température [5,6]. En effet, la formation de borures et de carbures enrobés dans la microstructure de l’alliage NiCrBSi améliore leur résistance à l’abrasion et à l’usure [6].

D’autre part, le diborure de titane (TiB₂) peut être utilisé comme renfort pour les alliages autofondants à base de Ni, parce qu’ils présentent une dureté (18–35 GPa) et une température de fusion (3225 °C) très élevées [7]. L’addition de TiB₂ aux revêtements de NiCrBSi doit donc améliorer leur résistance à l’usure. C’est ce qu’ont montré Umanskyi et al. [8] par la formation d’un film protecteur d’oxyde à la surface grâce à une concentration en masse de 20 % de TiB₂ dans les revêtements NiCrBSi. Cependant, une trop forte composition entraîne une dégradation du revêtement en le fragilisant [9].

Dans ce travail, des revêtements de NiCrBSi avec ajout de TiB₂ sont déposés par projection à la flamme suivie d’un traitement thermique de refusion. Les propriétés mécaniques sont étudiées par macroindentation instrumentée et le comportement tribologique par essai d’usure pion/disque pour évaluer l’impact de l’addition de TiB₂.

2 Matériaux et procédure expérimentale

2.1 Fabrication des revêtements et caractérisation microstructurale

Les revêtements de NiCrBSi avec différentes compositions de TiB₂ ont été déposés par projection à la flamme pendant approximativement 5 minutes. Le détail des conditions de déposition par projection thermique est présenté dans le Tableau 1.

L’atomisation à l’eau a été utilisée pour la fabrication des poudres d’alliage autofondants de NiCrBSi, laquelle produit des particules avec des énergies stockées élevées qui participent grandement au processus de pulvérisation. La granulométrie des particules varie autour de 105 ± 60 μm et pour les particules de TiB₂, beaucoup plus petites, la granulométrie est voisine de 9 ± 3 μm. La composition chimique des poudres est présentée dans le Tableau 2. Deux compositions différentes en volume de TiB2 ont été utilisées, 2,5 % et 10 %, elles sont référencées respectivement NTB2,5 et NTB10 dans ce travail.

Parmi les technologies les plus fréquemment utilisées pour le processus de fusion, on trouve les procédés à la flamme, au four et la refusion laser [4,10]. La technologie la plus utilisée est sans doute le traitement thermique de refusion à la flamme en raison de son faible coût, de la facilité de prise en main et l’absence d’investissements futurs pour ce type d’équipement. Ainsi, le traitement thermique de refusion a été réalisé pour les deux revêtements dans les mêmes conditions en utilisant l’énergie d’une flamme d’oxy-acétylène portée à 1050 °C pour diminuer la porosité des revêtements en s’appuyant sur des données issues de la littérature [5].

Pour améliorer l’adhérence du film sur son substrat, le substrat a été dégraissé, puis sablé avant d’être immédiatement recouvert pour éviter toute modification chimique de la surface du substrat pouvant être néfaste à l’adhérence du revêtement [11]. Le grenaillage a été effectué à l’aide de particules de fer refroidies pour rectifier la surface de l’échantillon et ne pas laisser de particules sur le substrat. Nous avons obtenu une valeur minimale de 75 μm pour la rugosité, créant ainsi les conditions d’un bon accrochage mécanique. La valeur obtenue pour Ra est de 39 μm pour les NTB 2,5 et de 25 μm pour l’échantillon NTB10. Les valeurs ont été déterminées en calculant la moyenne arithmétique de six zones différentes du revêtement en utilisant le logiciel de traitement d’image du microscope confocal à balayage laser.

La caractérisation microstructurale des poudres et des revêtements a été faite avec un microscope à balayage laser confocal (Keyence VK-X) et un microscope électronique à balayage (MEB) avec dispersion d’énergie à rayons X (Philips XL-30 ESEM). La composition des phases a été estimée par diffraction des rayons X (Philips X’Pert).

La morphologie obtenue par MEB et l’analyse spectroscopique à rayons X à dispersion d’énergie (EDS) des poudres sont montrées sur la Figure 1. Les poudres de NiCrBSi révèlent une morphologie sphéroïdale et les particules de TiB₂ plus petites sont collées à leurs surfaces. La présence des éléments nickel, chrome et silicium est confirmée par analyse EDS (Fig. 1b). Noter que l’élément bore n’est pas visible par analyse EDX du fait que son faible numéro atomique qui le rend détectable que s’il est présent en grande quantité, ce qui n’est pas le cas pour les revêtements étudiés ici (environ 1 % en masse de bore).

Fig. 1 (a) Morphologie obtenue par MEB des poudres de NiCrBSi et TiB2. (b) Analyse EDS des poudres. (a) SEM observation and (b) EDS analysis of the NiCrBSi and TiB2 powders.

2.2 Caractérisation mécanique et tribologique

Pour les essais d’indentation, les échantillons ont été polis mécaniquement avec des papiers abrasifs de SiC (du grade 500 au grade 4000), en finissant avec un polissage mécanochimique avec suspension de silice colloïdale. Les essais en macroindentation instrumentée ont été réalisés avec l’instrument Zwick ZHU 2,5 en utilisant un indenteur Vickers présentant un défaut de pointe (h_b) approximatif de 100 nm représentant la distance entre le bout de la pointe émoussée et la pyramide théorique idéale. Cette valeur intervient dans le calcul de l’aire de contact entre l’indenteur et le matériau [12]. Au moins 5 essais ont été réalisés à la charge de 20 N de manière à ce que la réponse globale du matériau se situe à des profondeurs comprises entre 15 et 20 μm. Les vitesses de chargement et de déchargement sont de 40 N/min de manière à respecter les conditions standards d’indentation [13], à savoir 30 s à la fois pour les périodes de chargement et de déchargement. Le temps de maintien à la charge maximale (P_max) est fixé à 15 s. L’espacement entre les empreintes est au moins trois fois supérieur à la longueur des diagonales de manière à ce que le champ de déformation plastique d’une empreinte n’affecte pas la mesure de la suivante.

À partir des essais d’indentation instrumentée, le module d’élasticité et la dureté sont calculés en utilisant les relations suivantes [14] : $${\mathit{E}}_{\mathit{r}}=\frac{\mathit{S}\sqrt{\mathrm{\pi }}}{2\mathit{\beta }\sqrt{{\mathit{A}}_{\mathit{c}}}};\frac{1}{{\mathit{E}}_{\mathit{r}}}=\frac{(1-{\mathit{v}}^2)}{\mathit{E}}+\frac{(1-{\mathit{v}}_{\mathrm{i}}^2)}{{\mathit{E}}_{\mathit{i}}}$$(1) où E_r est le module d’élasticité réduit ; S la pente calculée à la courbe de décharge (dP/dh) en considérant la profondeur maximale ; β est un facteur géométrique de correction égal à 1,05 pour un indenteur Vickers [15] ; A_c est l’aire de contact ; E, ν et E_i, ν_i sont respectivement les modules d’élasticité et les coefficients de Poisson du matériau et de l’indenteur (1140 GPa et 0,07, respectivement pour le diamant).

L’aire de contact est donnée par l’équation : $${\mathit{A}}_{\mathit{c}}=24,5{({\mathit{h}}_{\mathit{c}}+{\mathit{h}}_{\mathit{b}})}^2$$(2) où h_c est la profondeur de contact calculée à partir de la relation proposée par Oliver et Pharr [12]. h_b le défaut de pointe estimé par observation au MEB (pour notre pointe, h_b = 100 nm) : $${\mathit{h}}_{\mathit{c}}={\mathit{h}}_{\mathit{max}\mathit{}}-\mathit{\epsilon }\frac{{\mathit{P}}_{\mathit{max}\mathit{}}}{\mathit{S}}$$(3)où h_max est la profondeur maximale atteinte par l’indenteur sous la charge maximale et où ε est une constante égale à 0,75 pour un indenteur pyramidal [14].

La dureté représente une contrainte et s’obtient par le rapport de la charge (P_max) sur une surface. Cette surface, ou aire de contact, peut être calculée en prenant en compte ou non la déformation autour de l’empreinte. La prise en compte se fait en considérant la profondeur de contact dite hc qui tient compte de la formation d’un bourrelet ou de la déflexion des faces de l’empreinte selon le comportement mécanique du matériau [16]. On peut aussi considérer la profondeur maximale pour son calcul ce qui revient à négliger les déformations autour de l’empreinte.

D’autre part, on peut considérer l’aire de contact projetée à la surface du matériau ou alors la surface de contact dite réelle entre l’indenteur et le matériau, à savoir les quatre faces de la pyramide dans le cas de l’indenteur Vickers. Selon donc la définition de la dureté choisie, il est possible de calculer deux valeurs de dureté, soit la dureté Martens (HM) qui considère l’aire de contact réelle avec la profondeur maximale et soit la dureté dite instrumentée (HIT) qui prend en compte l’aire de contact projetée avec la profondeur de contact. Bien évidemment, les deux nombres obtenus ne sont pas comparables. Mais le premier nombre de dureté s’apparente plutôt à la dureté Vickers (HV) plus connue, et la seconde à la dureté mesurée en nanoindentation. Les expressions pour HM, HIT et HV sont respectivement les suivantes : $$\mathit{H}\mathit{M}=\frac{{\mathit{P}}_{\max }}{26,43{({\mathit{h}}_{\mathit{max}\mathit{}}+{\mathit{h}}_{\mathit{b}})}^2};\mathit{H}\mathit{I}\mathit{T}=\frac{{\mathit{P}}_{\max }}{24,5{({\mathit{h}}_{\mathit{c}\mathit{}}+{\mathit{h}}_{\mathit{b}})}^2};\mathit{H}\mathit{V}=1,8544\frac{{\mathit{P}}_{\mathit{max}\mathit{}}}{{\left(\mathit{d}\right)}^2}$$(4) où d est la diagonale de l’empreinte.

Des essais de microindentation Vickers ont également été réalisés à la surface des échantillons en utilisant la machine Zwick ZHVμ-S avec une charge appliquée de 2,9 N. La distance entre les empreintes a été fixée à 200 μm pour les mêmes raisons que celles décrites précédemment. À partir des données obtenues, la dureté Vickers (HV) a été calculée à l’aide de la relation 4.

Enfin, des essais tribologiques en contact plan-plan ont été réalisés pour comparer la résistance à l’usure des deux revêtements étudiés. Les essais ont été réalisés dans un tribomètre non-commercial en appliquant un effort perpendiculairement à la contrepartie avec un mouvement alternatif. Les conditions expérimentales sont une force appliquée de 500 N, une vitesse de glissement de 25 mm.s⁻¹, la contrepartie est une plaque en acier normalisé G23Mn6, l’aire de contact est de 15 par 15 mm² et la distance de glissement est de 48 m. La plaque en acier a été polie avec du papier SiC jusqu’au grade 1200. La dureté moyenne de la plaque est de 420 HBW en dureté Brinell avec une bille en carbure de tungstène.

3 Résultats et discussion

3.1 Caractérisation microstructurale des revêtements NTB

La Figure 2 montre la section transversale du revêtement NTB2,5 observé par MEB, et montre que l’épaisseur est approximativement de 650 μm avec une surface extérieure relativement lisse.

Nous n’avons pas observé de fissures ou de particules d’oxydes à l’interface substrat/revêtement. On peut donc raisonnablement supposer que le revêtement a une bonne adhérence sur le substrat [17]. Les analyses EDS des régions 1 et 2 montrées sur la Figure 2b correspondant à un agrandissement de la Figure 2a, sont présentées respectivement sur les Figure 2c et d. La présence du chrome, du carbone et du silicium a été mise en évidence dans la région 1. Ils existent probablement des composants binaires comme des siliciures et des carbures de différentes stœchiométries. Dans la région 2, on note la présence de titane, de silicium et de chrome, laissant supposer une possible formation de siliciures.

La section transversale du revêtement NTB10 observée par MEB est montrée sur la Figure 3a. L’épaisseur du dépôt est approximativement de 700 μm avec une surface externe plus rugueuse que pour l’échantillon NTB2,5. De la manière similaire, nous n’avons pas observé de fissures à l’intérieur du dépôt ni de délamination à l’interface. Les analyses EDS des régions 1 et 2 signalées sur un agrandissement de la microstructure (Fig. 3b) sont présentées sur les Figure 3c et d. Dans la région 1 (Fig. 3c), les éléments Cr, Ni, Si, O et C ont été identifiés avec la possibilité de former des composés stables selon l’énergie libre de formation [18]. L’analyse EDS de la région 2 (Fig. 3d) a montré la présence des éléments Ti, O et Ni. La présence d’oxygène associé au titane laisse entrevoir la possibilité de formation d’oxyde TiO₂. En effet aux températures supérieures à 700 °C, Aniolek et al. [19] ont trouvé la formation d’un film constitué de particules d’oxydes.

Une analyse complémentaire par diffraction des rayons X a été réalisée pour vérifier la présence de ce type de phases dans les deux revêtements. La phase majoritaire correspond au Ni dans les deux revêtements avec un taux de 52,5 % pour le NTB2,5 et de 48 % pour le NTB10. D’autres phases ont été identifiées également dans les deux revêtements, il s’agit du borure de nickel (Ni₃B), du siliciure de titane chrome (Ti₂Cr_2.98Si_1.02) et du siliciure de fer (Fe₅Si₃). Les quantités respectives de ces phases, indiquées sur la Figure 4, sont de 24,2 ; 10,1 et 3 % pour le NTB2,5 et de 21 ; 9 et 3 % pour le NTB10 qui sont des valeurs très voisines dans les deux cas.

Pour le revêtement NTB2,5, l’analyse a également montré la présence de carbure de chrome lié au bore (Cr₃B_0.4C_1.6). Par contre, ce sont les phases borure de chrome (Cr₅B₃) et oxyde de titane (Ti_2.5O₃) qui ont été identifiées dans le revêtement NTB10. La formation de la phase Ti_2.5O₃ est possible parce que le titane peut s’oxyder facilement même à température ambiante. Umanskyi et al. [9] ont trouvé que, dans des revêtements déposés par plasma, les phases de nickel, borure de chrome et oxyde de chrome participaient avantageusement à la résistance à la corrosion. Une étude précédente a montré que l’addition de TiB₂ favorisait la formation de films d’oxyde qui aident à la résistance à l’usure [9]. Enfin, des nitrures de Ni ou de Cr ne sont pas observables, ce qui est souhaitable car ils sont reconnus pour avoir un effet négatif sur la résistance à la corrosion [20].

Dans les revêtements céramiques déposés par projection à la flamme, la porosité peut varier dans une large gamme entre 1 % et 20 %. C’est un paramètre critique sur la qualité du revêtement [21]. La porosité a une influence importante dans la formation de microfissures qui est un défaut bien évidemment non désiré pour ce type d’application [22]. Nous avons mesuré la porosité dans les revêtements NTB2,5 et NTB10 par analyse d’image en utilisant le logiciel ImageJ. La porosité mesurée est de 6 % pour le NTB2,5 et de 1,2 % pour le NTB10.

Le traitement thermique de refusion est justement réalisé pour réduire la porosité dans les revêtements NiCrBSi, pour lesquels les éléments B et Si diminuent la température de fusion (1030 °C − 1130 °C) [2]. Lors de ce traitement, un phénomène métallurgique et chimique dans le revêtement provoque des réactions de désoxydation et d’extraction de gaz. La formation d’un liquide eutectique à basse température permet de remplir les vides dans la matrice solide, ce qui conduit à la réduction de la porosité du revêtement [2]. Dans ces conditions, la microstructure est plus dense, l’adhérence est renforcée et la dureté ainsi que la résistance à la corrosion sont améliorées.

La différence de porosité entre les deux échantillons peut être liée à la différence de vitesse de solidification [16], probablement dû au fait que les conductivités thermiques du NiCrBSi et le TiB₂ à 1000 °C soient différentes. Elles prennent respectivement les valeurs de 13,6 et de 78,1 Wm⁻¹K⁻¹ [7,23].

Fig. 2 Observation du revêtement NTB2,5 (a) Micrographie par MEB de la section transversale. (b) Détail de la section transversale. (c) Analyse EDS de la région 1 signalée en (b) et (d) Analyse EDS de la région 2 signalée en (b). Observation of the coating NTB2,5 (a) SEM micrograph of the cross section; (b) detail of (a); (c, d) EDS analysis of region 1 and region 2 shown in (b), respectively.

Fig. 3 (a) Micrographe par MEB de la section transversale du revêtement du NTB10. (b) Détail section transversal NTB10. (c) Analyse EDS de la région 1 signalé en (b). (d) Analyse EDS de la région 2 signalé en (b). Observation of the coating NTB10 ((a) SEM micrograph of the cross section; (b) detail of (a); (c, d) EDS analysis of region 1 and region 2 shown in (b), respectively.

Fig. 4 Analyse par diffraction de rayons X dans les revêtements NTB2,5 et NTB10. XRD analysis of NTB2,5 and NTB10 coatings.

3.2 Essais d’indentation

La Figure 5 montre les courbes force déplacement obtenues avec la charge d’indentation de 20 N appliquées aux échantillons NTB2,5 et NTB10. Le point du zéro contact des courbes a été approximé à partir du premier incrément de force.

Pour les deux échantillons, les courbes sont pratiquement superposées, ce qui laisse supposer que la réponse des revêtements à cette charge d’indentation peut être représentative du comportement global des matériaux. Toutefois, les petites variations qui sont observées sont attribuées à l’influence de la porosité sur les propriétés des matériaux. À partir de ces courbes, nous avons calculé les duretés Martens (HM) et instrumentée (HIT), ainsi que le module d’élasticité en utilisant la méthode développée par Oliver et Pharr (Eq. (1)) [14]. Pour les calculs, nous avons pris un coefficient de Poisson ν de 0,3 pour le matériau. Les résultats sont rassemblés dans le Tableau 3. Nous avons également collecté dans ce tableau les valeurs de dureté obtenues par microindentation Vickers classique calculées à partir de l’équation 4.

Pour des revêtements NiCrBSi de même nature, Serres et al. [3] ont trouvé que le module d’élasticité mesuré par nanoindentation jusqu’à 30 mN varie entre 220 et 230 GPa. Il faut préciser qu’à ces échelles de mesure, les résultats du module d’élasticité ne prennent pas en compte la porosité du matériau car il s’agit d’une mesure très localisée. Comme les essais réalisés en macroindentation à 20 N donnent une réponse globale du matériau, il y a prise en compte de ces hétérogénéités. En comparant les valeurs obtenues pour les deux échantillons à la valeur théorique, nous trouvons une différence dans le module d’élasticité supérieure à 20 %, soit en effet respectivement 33 et 23 % pour les revêtements NTB2,5 et NTB10 comparée à une valeur moyenne de 225 GPa. Il est clair que le module d’élasticité est une propriété très affectée par la porosité du matériau et qu’il est normal de trouver des valeurs de module qui peuvent être très nettement inférieures à celles trouvées dans la littérature pour les matériaux massifs ou présentant d’autres taux de porosité. Pour estimer le module d’élasticité des matériaux poreux, différentes expressions relient le module d’élasticité du matériau poreux au module du matériau massif et au taux de porosité [24] et montrent toutes que plus la porosité est importante plus le module est faible. Ainsi, étant donné les valeurs différentes du taux de porosité, 1,2 % pour l’échantillon NTB10 et 6 % pour le revêtement NTB2,5, il est logique que le module du revêtement NTB2,5 soit inférieure à celui du revêtement NTB10. D’autre part, la concentration supérieure de TiB₂ dans le NTB10 ainsi que la présence de phases différentes comme Cr₅B₃ et Ti_2.5O₃ peut aussi justifier cet écart dans les modules d’élasticité.

De manière générale, la mesure du module d’élasticité correspond à la réponse élastique du matériau du revêtement seul si la profondeur d’indentation est inférieure à 1 % de l’épaisseur du revêtement, cette valeur étant donné à titre très indicatif selon les propriétés mécaniques respectives du revêtement et du substrat. Au-delà, il est possible que le substrat intervienne dans la réponse du matériau revêtu et, par conséquent, le module d’élasticité mesuré peut prendre en compte celui du substrat. C’est pourquoi nous avons réalisé quelques essais à la charge d’indentation de 5 N dans l’échantillon NTB2,5 qui a une épaisseur plus petite (∼650 μm) que l’échantillon NTB10 (∼700 μm). Pour le NTB2,5, la profondeur maximale atteinte était égale à 1,25 % de l’épaisseur du revêtement (8 μm). Nous avons malgré tout obtenus des résultats similaires pour le module d’élasticité, soit 160 GPa. Finalement, cela veut dire que l’influence du substrat n’est pas importante dans notre étude. D’autre part, les modules d’élasticité pour les deux revêtements sont proches du module du substrat en acier (200 GPa). On peut alors supposer que les discontinuités des contraintes à l’interface entre le revêtement et le substrat sont minimisées, ce qui permet une adaptation par flexion du revêtement sans fissuration ou décohésion [25].

Le calcul de la dureté prend en compte la zone de déformation plastique du matériau plusieurs fois plus grande que la taille de l’empreinte. Dans le cas d’un revêtement, il faut donc que cette zone n’affecte pas le substrat pour que la dureté représente uniquement celle du revêtement. Il existe plusieurs approches mais généralement, on peut admettre que la profondeur maximale ne doit pas dépasser 7–10 % de l’épaisseur du revêtement pour éviter l’influence du substrat dans la mesure [26]. Pour les conditions d’essais d’indentation appliquées dans notre étude, cette règle est respectée et la dureté mesurée n’est donc pas affectée par le substrat.

D’autre part, les valeurs de dureté Martens (HM), instrumentée (HIT) et Vickers (HV) sont très similaires pour les deux échantillons testés. Nous montrons ainsi que l’addition de TiB₂ n’affecte pas de manière significative cette propriété. Toutefois, des études ont montré que, de manière similaire au module d’élasticité, la dureté diminue avec la porosité [24,27]. Les résultats obtenus sont donc apparemment contradictoires mais, il faut tenir en compte que le matériau est complexe (e.g. microstructure et morphologie) et que sa réponse ne dépend pas exclusivement de la porosité du matériau et de la teneur en TiB₂, mais aussi des mécanismes développés durant le processus de déformation pendant l’essai d’indentation. Par exemple, on peut citer la compaction de particules situées juste en-dessous de l’indenteur [28] et la présence des différentes phases identifiées dans l’analyse microstructurale (Fig. 5). Cariou et al. [29] ont trouvé que dans un matériau présentant une porosité importante, le matériau massif qui contribue à la déformation est concentré dans une région étroite parallèle à l’interface indenteur-matériau, où le matériau présente un comportement plastique contractant.

La Figure 6 montre deux exemples d’empreintes obtenues dans les deux revêtements. Nous pouvons observer des petites fissures formées autour des empreintes, ceci de manière plus évidente pour le NTB10. On peut alors raisonnablement supposer que la dureté mesurée peut être légèrement affectée par la libération d’énergie par fissuration, ce qui conduirait alors à des valeurs similaires pour les deux échantillons [30,31].

Pour une étude plus fine de l’influence de la profondeur d’empreinte sur la dureté du matériau, soit du volume de matériau considéré ou soit encore d’un effet possible de l’hétérogénéité, nous traçons la variation de la dureté Martens avec le déplacement. Pour cela, nous calculons la dureté point par point à partir des données de la courbe de chargement (hi, Pi) en appliquant la relation 4. Cette dureté est appelée dureté dynamique et peut différer très légèrement de la dureté classique puisque que le maintien à la charge Pi n’est pas appliqué.

Cette interprétation permet de distinguer la dureté des phases rencontrées pendant l’essai avant que le volume indenté ne soit représentatif du matériau hétérogène. De plus, nous pouvons voir si la dureté est affectée par le substrat à partir d’une profondeur donnée au-delà de laquelle la dureté tendrait vers celle du substrat. La variation de la dureté Martens pour les deux matériaux est montrée pour quelques essais représentatifs sur la Figure 7 qui présente donc la variation de la dureté Martens dynamique en fonction du déplacement, on peut remarquer que sur les 5 premiers micromètres, la variation est très importante puisque les valeurs de dureté peuvent varier entre 2 et 20 GPa. Ceci est dû au fait qu’aux faibles profondeurs d’indentation, la réponse obtenue correspond à un comportement très localisé du revêtement. Ceci traduit à l’évidence une certaine hétérogénéité du matériau en raison de la présence de plusieurs phases. En dessous de 500 nm de déplacement, les valeurs sont à considérer avec prudence car l’influence du défaut de pointe (émoussement) est très prononcée et le calcul de l’aire de contact peut être très différent. C’est pourquoi il est plus raisonnable de considérer uniquement les valeurs de dureté comprises entre 2 et 10 GPa. Pour le revêtement NTB10, on trouve que les valeurs de dureté varient de manière très significative selon l’endroit de la mesure. Par exemple, l’essai 2 donne une dureté Martens constante voisine de 2 GPa alors que les essais 1 et 5 donnent des valeurs proches de 10 GPa. Ceci peut s’expliquer par la nature du matériau que rencontre l’indenteur au cours de son enfoncement. En effet, une particule dure peut être localisée en surface et conduire à des valeurs aussi élevées. Ce résultat a également été trouvé par Serres et al. [3] qui ont trouvé des valeurs de dureté entre 8 et 11 GPa dans des revêtements NiCrBSi, mais par nanoindentation avec des charges n’excédant pas 30 mN pour des profondeurs d’empreinte très largement inférieures à 1 μm.

Comme nous l’avons souligné plus haut, la dureté devient presque constante et égale à 2,7 GPa à partir de 5 μm de profondeur pour les deux revêtements NTB2,5 et NTB10. Cette valeur étant bien évidemment similaire à la valeur moyenne trouvée de manière classique à partir de la profondeur maximale. Ce résultat signifie aussi que la zone de déformation plastique étendue au-delà de cette valeur est suffisamment grande pour prendre en compte toutes les phases et hétérogénéités du matériau et conduire à une valeur représentative globale du matériau. Ces valeurs sont légèrement inférieures à celles trouvées dans l’étude faite par Liyanage et al. [32] qui donnent des duretés comprises entre 3 et 6 GPa pour des revêtements de NiCrBSi (valeurs obtenues en microindentation classique à 10 N). Nous pouvons donc en déduire, que la dureté est principalement contrôlée par la quantité de particules riches en Cr, et par la formation des phases inter-dendritiques. L’addition de TiB₂ dans les revêtements de type NiCrBSi aurait donc tendance à réduire légèrement la dureté.

Fig. 5 Courbes force-déplacement avec la charge d’indentation de 20 N appliquée aux revêtements NTB2,5 et NTB10. Load-displacement curves using the indentation load of 20 N into NTB2,5 and NTB10 coatings.

Fig. 6 Empreintes résiduelles après essais de macroindentation instrumentée dans les revêtements NTB2,5 et NTB10. Residual indents obtained after instrumented macroindentation in the NTB2,5 and NTB10 coatings.

Fig. 7 Dureté Martens dynamique en fonction du déplacement dans le matériau ; la dureté dynamique est calculée à partir de chaque couple de données (hi, Pi) pendant la courbe de chargement pour les deux revêtements NTB2,5 et NTB10. Dynamic Martens hardness as a function of the indenter displacement. The dynamic hardness is calculated from each couple of data (hi, Pi) over the loading curves of the NTB2,5 and NTB10 coatings.

3.3 Essais d’usure

Des essais tribologiques ont été réalisés à sec avec un système pion on plaque et une contrepartie en acier. La force normale appliquée est de 500 N et la distance de glissement de 48 m. Après les essais de frottement, nous avons observé une usure principale sur la contrepartie en acier et aucune trace visible sur les revêtements NiCrBSi-TiB₂. Pour quantifier et mesurer les différences de comportement des deux revêtements testés, nous avons étudié l’impact du frottement sur la partie acier, l’état de surface de cette partie étant similaire avant chaque essai. La rugosité de la contrepartie frottée a été analysée avec la méthode de Mahr. Le rugosimètre mécanique Perthen FRW750 a été utilisé avec une pointe d’angle au sommet 90° et de rayon de courbure 5 μm. Dix mesures par échantillon ont été réalisées sur une longueur de 15 mm avec un espacement entre chaque mesure de 0,5 μm. Ces essais nous ont permis de mesurer un taux d’usure à partir des points de rugosité et d’un système d’imagerie décrit par Sukumaran et al. [33,34], Czifra et al. [35] et Palásti-Kovács et al. [36].

Nous avons obtenu un volume d’usure de la contrepartie en acier égal à 64,2 × 10³ μm³ en frottant contre le revêtement NTB2,5 et de 163,3 × 10³ μm³ contre le revêtement NTB10. Les coefficients d’usure ont été calculés par l’équation d’Archard [37], ils valent respectivement pour les revêtements NTB2,5 et NTB10, k_G23Mn6 = 2,67 × 10⁻⁹ [mm³.N⁻¹.m⁻¹] et k_G23Mn6b = 6,8 × 10⁻⁹ [mm³.N⁻¹.m⁻¹]. La valeur supérieure du coefficient d’usure dans le cas du revêtement NTB10 peut être expliquée par la différence de composition en phases entre les deux revêtements. En effet, le revêtement NTB10 présente une quantité plus importante de phases dures (borures et siliciures) lesquels favorisent l’usure de la contrepartie en acier, par conséquent, le coefficient d’usure est augmenté. Par contre, pour le couple tribologique étudié, la détermination du coefficient d’usure global n’est pas possible, car les particules d’acier s’attachent aux revêtements du fait de la forte charge appliquée, ce qui rend difficile la mesure. Nous supposons que les mécanismes prédominants sont du type abrasif et oxydatif. De même, des études récentes [8] ont montré que la combinaison de ces deux mécanismes, abrasif et oxydatif, est caractéristique des revêtements NiCrBSi-TiB₂ et que, pendant les essais, ils peuvent se recouvrir d’un film d’oxyde protecteur. La Figure 8 présente la variation du coefficient de frottement en fonction de la distance de contact parcourue pour chaque revêtement étudié.

Sur cette figure, on peut voir que le coefficient de frottement est inférieur à 0,2 au début de l’essai avant d’atteindre une valeur proche de 0,6 à l’état dit stationnaire dans les deux cas. Par contre, le stade transitoire apparaît beaucoup plus long pour le revêtement NTB2,5 que pour le revêtement NTB10. En effet, le coefficient de frottement est inférieur à 0,6 pour le NTB2,5 sur les 30 premiers mètres de distance de glissement. Cette différence suppose une variation dans le comportement tribologique des deux revêtements, une modification à l’interface acier-revêtement, laquelle peut être liée à la différence de rugosité entre les revêtements NTB2,5 et NTB10 et aux caractéristiques mécaniques de chaque revêtement.

Fig. 8 Variation du coefficient de frottement au cours de l’essai d’usure pour les deux revêtements testés. Variation of the friction coefficient during wear test for the two coatings.

4 Conclusions

La comparaison des revêtements NTB2,5 et NTB10 montre que l’addition de TiB₂ conduit à une augmentation du module d’élasticité alors que la dureté semble diminuer légèrement. On observe également une réduction de la porosité. Toutefois, la formation de petites fissures autour de l’empreinte est plus marquée dans le cas du revêtement NTB10, ce qui pourrait avoir une influence sur la résistance du revêtement. Cependant, l’état de contrainte-déformation pendant l’essai d’indentation est très critique par rapport aux conditions en service. Il est possible qu’une addition plus importante de TiB₂ dans le revêtement NiCrBSi réduise encore la porosité, ce qui par conséquent améliorerait les propriétés globales du matériau revêtu. Le coefficient d’usure est le plus élevé dans le cas du frottement de la contrepartie en acier contre le revêtement NTB10. Ceci est sans doute lié à la différence de composition et des propriétés mécaniques. L’étude tribologique effectuée n’a pas permis de quantifier l’usure du couple tribologique, contrepartie/revêtement, à cause en partie de la force appliquée élevée. Toutefois, l’étude tribologique a permis de vérifier les différences de comportement entre les deux revêtements.

Remerciements

Les auteurs tiennent à remercier l’Agence Universitaire de la Francophonie pour avoir permis des échanges fructueux entre les universités de Lille (France), d’Obuda de Budapest (Hongrie) et Politechnica de Timisoara (Roumanie) ainsi que la participation des doctorants de chaque université dans ce programme.

Références

Liste des tableaux

Liste des figures

	Fig. 1 (a) Morphologie obtenue par MEB des poudres de NiCrBSi et TiB2. (b) Analyse EDS des poudres. (a) SEM observation and (b) EDS analysis of the NiCrBSi and TiB2 powders.
Dans le texte

	Fig. 2 Observation du revêtement NTB2,5 (a) Micrographie par MEB de la section transversale. (b) Détail de la section transversale. (c) Analyse EDS de la région 1 signalée en (b) et (d) Analyse EDS de la région 2 signalée en (b). Observation of the coating NTB2,5 (a) SEM micrograph of the cross section; (b) detail of (a); (c, d) EDS analysis of region 1 and region 2 shown in (b), respectively.
Dans le texte

	Fig. 3 (a) Micrographe par MEB de la section transversale du revêtement du NTB10. (b) Détail section transversal NTB10. (c) Analyse EDS de la région 1 signalé en (b). (d) Analyse EDS de la région 2 signalé en (b). Observation of the coating NTB10 ((a) SEM micrograph of the cross section; (b) detail of (a); (c, d) EDS analysis of region 1 and region 2 shown in (b), respectively.
Dans le texte

	Fig. 4 Analyse par diffraction de rayons X dans les revêtements NTB2,5 et NTB10. XRD analysis of NTB2,5 and NTB10 coatings.
Dans le texte

	Fig. 5 Courbes force-déplacement avec la charge d’indentation de 20 N appliquée aux revêtements NTB2,5 et NTB10. Load-displacement curves using the indentation load of 20 N into NTB2,5 and NTB10 coatings.
Dans le texte

	Fig. 6 Empreintes résiduelles après essais de macroindentation instrumentée dans les revêtements NTB2,5 et NTB10. Residual indents obtained after instrumented macroindentation in the NTB2,5 and NTB10 coatings.
Dans le texte

Fig. 7 Dureté Martens dynamique en fonction du déplacement dans le matériau ; la dureté dynamique est calculée à partir de chaque couple de données (hi, Pi) pendant la courbe de chargement pour les deux revêtements NTB2,5 et NTB10. Dynamic Martens hardness as a function of the indenter displacement. The dynamic hardness is calculated from each couple of data (hi, Pi) over the loading curves of the NTB2,5 and NTB10 coatings.

Dans le texte

	Fig. 8 Variation du coefficient de frottement au cours de l’essai d’usure pour les deux revêtements testés. Variation of the friction coefficient during wear test for the two coatings.
Dans le texte