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Oct 04, 2023

Haute résistance à la flexion à 1800 °C supérieure à 1 GPa dans TiB2

Rapports scientifiques volume 13,

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 6915 (2023) Citer cet article

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Détails des métriques

Un composite céramique haute densité (99,5%) composé de borure de titane et de carbure de bore (70/30% en volume) a été obtenu par frittage plasma et a été testé par un test de flexion en 3 points dans une atmosphère d'Ar à 1800 ° C. La résistance à la flexion était élevée, autour de 1,1 GPa. La courbe résistance-déformation présente une forme particulière composée de trois régions où les déformations élastiques et plastiques sont actives avec un poids différent. Sur la base d'observations en microscopie électronique à transmission, nous proposons un processus d'absorption d'énergie mécanique induit par la contrainte de cisaillement dans les cristaux de carbure de bore : empilement des défauts avec (1-11) et (011) plans d'empilement et macles avec (1-11) plan de macles réarrangent en nano-macles à (10-1) plans de macles, orthogonaux mais équivalents aux plans initiaux. Ce mécanisme de réarrangement fournit dans un premier temps une signature plastique, mais contribue en outre à la renforcer.

Les avancées technologiques dans des domaines stratégiques tels que l'énergie nucléaire et les industries aérospatiales sont principalement liées à l'ingénierie de matériaux fonctionnels avancés innovants1. De tels matériaux pour des conditions extrêmes doivent pouvoir résister à des températures très élevées, posséder une dureté et une ténacité élevées et, idéalement, une bonne conductivité thermique, électrique et chimique. Toutes les fonctionnalités mentionnées ci-dessus doivent se produire simultanément. De plus, la production de ces matériaux doit être bon marché, rapide et évolutive2.

Seules quelques familles de matériaux3 répondent à l'ensemble restreint et particulier d'exigences susmentionnées. Parmi eux figurent les métaux réfractaires (par exemple W et Mo), les oxydes (ZrO2 et MgO), les borures (TiB2 et TaB)4, les carbures (TaC, ZrC et TiC) ou les nitrures (TaN et HfN). En général, à température ambiante, les métaux sont ductiles et subissent une déformation plastique, tandis que les céramiques sont cassantes, dures et se déforment élastiquement. Cependant, de manière totalement inattendue, un comportement de déformation accompagné de mécanismes physiques de déformation inhabituels peut se produire. Par exemple, certaines céramiques telles que le carbure de tantale (TaC), le borure d'hafnium (HfB2) et le carbure de bore (noté BC) sont capables d'accueillir à haute température des déformations plastiques similaires aux métaux dues par exemple à la dynamique des défauts cristallographiques5,6,7, 8. Sous charge mécanique, l'interaction entre les propriétés intrinsèques du matériau (chimie cristalline et défauts) et la microstructure à l'échelle nano et micro (taille des grains, distribution, forme et joints de grains) peut favoriser de nouveaux mécanismes physiques de relaxation d'énergie. Ces mécanismes se traduisent par des profils particuliers des courbes contrainte/déformation. De plus, il est bien connu qu'il faut tenir compte des conditions d'application de la charge (par exemple, le type de charge, le taux d'application et l'angle), la taille et la forme de l'échantillon.

Au cours des dernières années, il y a eu un grand intérêt pour la céramique TiB2 et les composites renforcés avec par exemple B4C et SiC9,10,11,12,13,14,15. Ces céramiques sont étudiées par des essais de flexion généralement à température ambiante. En général, selon la taille des grains, le renforcement et la microstructure du composite en tenant compte également des défauts, la résistance à la flexion à température ambiante atteint des valeurs de 600 à 900 MPa. Les mécanismes macroscopiques de fracture sont liés à la formation et au développement des fissures, ces mécanismes étant typiques des céramiques fragiles. Parmi eux, la littérature indique un durcissement des microfissures interfaciales dû aux différences de coefficient de dilatation thermique des composants composites, à la déviation des fissures, au clivage et à l'amélioration de la fracture intergranulaire14. Un nombre beaucoup plus faible d'études sur les propriétés mécaniques de ces matériaux à haute température a été rapporté. Dans la réf.9 sont passés en revue des travaux présentant la résistance à la flexion à haute température du TiB2. Nous apprenons que les valeurs de résistance à la flexion ne dépassent pas non plus 1 GPa bien qu'une tendance à la hausse avec une température croissante de l'essai soit notable et mérite l'attention. Il a été récemment rapporté que la résistance à la flexion du composite TiB2-B4C atteint des valeurs ultra élevées jusqu'à 8,4 GPa à 2000 °C16. Ces valeurs dépassent largement la limite de 1GPa pour la résistance à la flexion à température ambiante.

Une autre céramique très intéressante est le carbure de bore (BC). Les mécanismes de fracture macroscopiques à température ambiante partagent des similitudes avec ceux du TiB2, bien que la structure cristalline et la chimie soient très différentes. La résistance à la flexion à température ambiante des composites céramiques à base de BC ne dépasse pas non plus 1GPa17,18,19. La résistance à la flexion des composites à base de BC avec la température a été examinée dans la réf.19. Les courbes de résistance à la flexion en fonction de la température montrent un comportement complexe et il existe des situations où, à haute température, la résistance à la flexion dépasse les valeurs mesurées à température ambiante.

Les deux paragraphes précédents suggèrent que les études des propriétés mécaniques du TiB2 et du BC et de leurs composites à haute température peuvent être enrichissantes. On s'attend à ce que de nouveaux mécanismes de déformation soient actifs à des températures élevées et qu'ils ne suivent pas nécessairement les tendances et la compréhension conventionnelles établies pour les essais mécaniques à température ambiante. Par exemple, peu de travaux20,21,22 ont rapporté des composites céramiques de TiB2-BC, TiB2-TaC ou BC-TaB2 avec un comportement plastique lors de la flexion à haute température, tandis qu'une résistance à la flexion accrue a également été enregistrée. L'augmentation inattendue de la résistance à haute température par rapport aux valeurs à température ambiante était liée au nano-jumelage23, ou au réarrangement des macles à haute température19. Il convient de noter que si certains mécanismes ont été révélés en détail24, ils sont valables pour des systèmes/classes de systèmes très particuliers, ne permettant donc pas de comprendre l'image complète des propriétés mécaniques observées.

Cet article rapporte une résistance à la flexion supérieure à 1 GPa à 1800 °C pour le composite TiB2-BC. La courbe de résistance à la flexion en fonction de la température présente une forme particulière. La haute résistance obtenue s'explique en partie par le réarrangement des défauts cristallographiques, tels que les macles et les défauts d'empilement vers un nouveau système de nano-jumeaux dans les grains de carbure de bore. Les détails et un modèle de ce mécanisme sont discutés. Auparavant, il a été rapporté que dans le composite TiB2-BC, la flexion en dessous de 1600 °C montre un comportement élastique-fragile20, tandis qu'à 2000 °C la déformation plastique accompagnée d'une amorphisation du BC et le renforcement sont actifs17. Comme déjà mentionné, la résistance à la flexion à 1600 ° C était inférieure à 1 GPa, tandis qu'à 2000 ° C, elle était beaucoup plus élevée, dans la plage de 1,2 à 8,4 GPa. Ce résultat n'est pas entièrement compris, il nécessite des études complémentaires à température intermédiaire de flexion, et c'est le but de ce travail.

Les échantillons ont été préparés par frittage au plasma en utilisant le 'Dr. Sinter' (Sumitomo, Japon) à 1900 °C pendant 10 min dans Ar (débit de 2 L/min) à partir d'un mélange de TiB2 (Wako Pure Chemicals, Japon, pureté 99 %) et BC (International Labs, USA, pureté 99 %) poudres (voir Fig. 1 Matériel complémentaire) avec composition (TiB2/BC = 70/30 en vol%). Initialement, une pression de 20 MPa a été appliquée pour assurer un contact électrique suffisant entre le mélange de poudres et la filière en graphite. Le chauffage était à une vitesse de 100 °C min-1 jusqu'à 800 °C. Après avoir maintenu l'échantillon à cette température pendant 1 min, un chauffage supplémentaire a été effectué avec une vitesse de 200 min-1. La pression uniaxiale a été progressivement augmentée pendant le chauffage jusqu'à 60 MPa. L'échantillon a été refroidi de 1900 à 1800 °C avec une vitesse de 25 °C min-1 et à température ambiante avec une vitesse de 50 °C min-1. La pression a été abaissée de 60 à 20 MPa entre 1800 et 1700 °C. La pression de 20 MPa a été conservée jusqu'à la fin de la consolidation du SPS.

La densité apparente de l'échantillon mesurée par la méthode d'Archimède était d'environ 99 % de la densité théorique évaluée par diffraction des rayons X.

Les mesures de diffraction des rayons X ont été effectuées avec un diffractomètre D8 Advance (Bruker, Karlsruhe, Allemagne) (rayonnement CuKα). Le logiciel Profex a été utilisé pour la simulation de Rietveld.

L'échantillon en vrac fritté de 30 mm de diamètre a été coupé en barres (h × l × l = 2 mm × 2,3 mm × 20 mm) avec un disque de diamant et poli avec la pâte de diamant jusqu'à 0,5 µm. La résistance à la flexion en trois points a été déterminée selon la norme japonaise JIS R160 (correspondant à la norme ASTM C1211-13, configuration A) à 1800°C dans une atmosphère d'Ar. Des expériences ont été menées avec un système Shimadzu AG-X plus (Shimadzu, Japon)22. La portée de 16 mm et la vitesse de chargement de 0,5 mm/min ont été utilisées. Le programme de chauffage jusqu'à la température de pliage était : de la température ambiante à 200 °C en 10 min et de 200 °C à la température d'essai à une vitesse de 18 °C.min-1. Un temps de séjour de 5 min a été utilisé avant le test de flexion à la température de test. Après le test, le refroidissement de la température de test à la température ambiante a été effectué à une vitesse de 20 °C·min1.

La microstructure a été observée par microscopie électronique à balayage (MEB). L'instrument est Tescan Lyra 3XMU et il est équipé d'un faisceau d'ions focalisé. Les détails à fort grossissement ont été révélés par microscopie électronique à transmission (TEM) avec un microscope JEOL 2100. Des investigations TEM ont été réalisées sur la barre frittée après pliage. Un échantillon mince (échantillon E) a été obtenu à partir de la région centrale de la section transversale située à l'une des extrémités libres de la barre. La fabrication de cet échantillon a été réalisée par la méthode de coupe transversale standard (XTEM), impliquant un broyage ionique (GATAN Precision Ion Polishing System). Une deuxième lamelle mince (échantillon F) a été extraite par traitement FIB d'une zone au voisinage de la fracture et au milieu de la barre. Sous l'hypothèse que l'extrémité libre de la barre est soumise à une contrainte interne beaucoup plus faible qu'au milieu où le matériau se fracture, les deux sections analysées sont considérées comme significatives pour une description microstructurale de l'évolution du processus de flexion.

L'analyse du diagramme XRD de la figure 1a indique la présence de phases de borure de titane TiB2 (CIF 4295502306) et de carbure de bore B13C2 (CIF 4296468901). La stoechiométrie indiquée par BC a été attribuée en tenant compte de la meilleure correspondance entre nos données expérimentales XRD et les fichiers de diffraction de poudre disponibles. Cependant, il est bien connu que BC est défini comme une solution solide25 et la détermination précise de sa stoechiométrie est difficile26. Des avancées très récentes27 proposent des méthodologies plus fiables et améliorées à cet égard en utilisant des installations TEM, mais ce n'est pas encore simple et des améliorations supplémentaires sont encore nécessaires. Les images de microscopie électronique à balayage (Fig. 1b, c) prises en régime de rétrodiffusion montrent des grains à facettes serrés avec une différence de contraste Z significative.

Le composite TiB2-BC après pliage à 1800 °C : (a) modèle XRD et raffinement Rietveld ; (b) et (c) Micrographies SEM en régime de rétrodiffusion à différents grossissements (les grains clairs sont du TiB2 et les plus foncés sont du BC).

Les grains plus foncés correspondent à un numéro atomique effectif faible, à savoir BC, tandis que les grains plus blancs avec un numéro atomique effectif plus élevé sont du TiB2. Compte tenu des définitions et de la classification des morphologies dans les composites de la réf.28, ​​les résultats suggèrent que le matériau est composé de deux réseaux 3D interpénétrés formés de grains de TiB2 et de BC. Au moins, le réseau de la Colombie-Britannique semble être continu. Les informations obtenues par SEM sont étayées par des observations TEM. À savoir, sur la figure 2, des images TEM conventionnelles (CTEM) de TiB2 et BC peuvent être visualisées. Les images CTEM ont été obtenues en mode fond clair (BF), au plus faible grossissement compatible avec la zone transparente aux électrons de l'échantillon. En raison d'une forte contribution du contraste masse-épaisseur, les grains les plus sombres ont été associés au TiB2, tandis que les plus brillants au BC. L'image CTEM indique que les grains de cristal mesurent environ 1 à 2 µm. Sur la figure 2b, un détail haute résolution du grain BC avec des défauts d'empilement et des jumeaux est illustré. Des détails supplémentaires et des différences entre les échantillons E et F extraits après pliage à 1800 °C de l'extrémité libre et d'un emplacement proche de la zone fracturée (voir section "Méthodes") ont été révélés. Ils sont abordés dans les paragraphes suivants.

Échantillon E de l'extrémité non déformée de la barre TiB2-BC après test de flexion à 1800 ° C (a) Image BF-CTEM à faible grossissement montrant des grains TiB2 (plus foncés) et BC (plus brillants); (b) Image HRTEM montrant le système de failles d'empilement et de macles dans les grains BC.

Pour l'échantillon E extrait après flexion de l'extrémité non déformée du barreau, sur les grains présentés dans l'image CTEM de la Fig. 3a, la diffraction électronique à zone sélectionnée (SAED) confirme l'affirmation du paragraphe précédent sur la présence des phases TiB2 et BC sur la figure 2a. L'image haute résolution (HRTEM) des défauts d'empilement et des macles dans les grains BC est illustrée à la Fig. 3b. Le plan de jumelage est (1-11) et les défauts se produisent dans les empilements de plans (1-11) et (011). Nous notons que dans le système de la famille hexagonale du cristal BC, les (011) et (1-11) sont des plans équivalents dans la base orthonormée de l'espace réciproque des cristaux.

Echantillon E de l'extrémité libre de la barre TiB2-BC après essai de flexion à 1800 °C ; ( a ) Images CTEM et de diffraction électronique de zone sélectionnée (SAED) de la zone 1 = BC et de la zone 2 = TiB2; (b) Images HRTEM et SAED montrant des défauts d'empilement et des macles (1) dans le grain BC. Echantillon F près de la rupture dans la barre TiB2-BC après essai de flexion à 1800 °C ; ( c ) Images CTEM et SAED où la zone 1 = TiB2 et la zone 2 = grains de cristal BC; ( d ) Images HRTEM et SAED montrant des nano-jumeaux en Colombie-Britannique.

Dans l'échantillon F coupé de la zone de fracture de la barre frittée après pliage à 1800 ° C, le CTEM dans la partie transparente aux électrons montre l'interface entre deux grains (Fig. 3c). SAED indique que les deux grains observés sont TiB2 et BC. Le TiB2 (groupe spatial 191, a = b = 3,02920 Å, c = 3,22 Å) et BC (groupe spatial 166, a = b = 5,653 Å, c = 12,156 Å) font tous deux partie de la famille des cristaux hexagonaux. L'imagerie haute résolution de BC (Fig. 3d) indique un système complexe de nano-jumeaux (largeur < 5 nm) avec (10-1) plans de jumelage. Ce plan est équivalent aux plans (011) et (1-11) mentionnés ci-dessus trouvés dans l'échantillon E.

Les défauts d'empilement dans l'échantillon E ont été analysés à l'aide du logiciel Strain++29. Le système de coordonnées de référence pour le calcul de la déformation a été aligné avec l'axe Oy le long des plans cristallographiques (1-11) de BC. La déformation en traction/compression selon les axes Ox et Oy et la déformation en cisaillement ont été analysées au voisinage de 2 failles d'empilement (Fig. 4b). Les Epsxx et Epsyy désignent la déformation de traction/compression le long de Ox et respectivement Oy, tandis que les Epsxy et Epsyx sont les étiquettes de la déformation de cisaillement (en raison de la symétrie du tenseur de déformation, ils devraient avoir des valeurs similaires). Les valeurs calculées sont relativement élevées pour une déformation locale et suggèrent une déformation de cisaillement significative dans les failles d'empilement. De même, des valeurs élevées pour une contrainte locale ont été observées dans d'autres situations30,31.

Courbe typique de résistance à la flexion à 1800 °C mesurée sur l'échantillon TiB2-BC obtenu par SPS.

Une courbe résistance-déformation typique mesurée à 1800 °C est présentée sur la figure 4. La courbe est complexe. Il existe une zone élastique, suivie d'une déformation plastique pour une résistance autour de 300 MPa (où la résistance est constante ou légèrement décroissante), et une zone de renforcement relativement linéaire, s'étendant jusqu'à une résistance en flexion supérieure à 1 GPa. Les valeurs de résistance à la flexion mesurées à 1800 °C sur 4 échantillons étaient comprises entre 1,08 et 1,7 GPa.

Des profils non linéaires complexes des courbes de flexion sont trouvés dans la littérature. De fortes similitudes (c'est-à-dire que les régions de déformation élastique, plastique et de renforcement sont distinguées) sont avec les courbes de compression à température ambiante mesurées sur des mousses composites polymères structurelles élasto-plastiques32 et sur des briques romaines anciennes poreuses33. Les essais de traction montrent également une zone plastique dans le cas des mousses structurelles32,34. Des régions élastiques et plastiques dans des essais de flexion à température ambiante ont été signalées pour le béton renforcé de fibres35,36. Les tests de microcompression rapportés dans la réf. 37 ont démontré la plasticité à température ambiante dans la céramique d'oxyde de TiO2 frittée par flash. L'effet a été attribué à la formation de défauts d'empilement à l'échelle nanométrique et de nanojumeaux, qui peuvent être aidés par les défauts préexistants à haute densité et les lacunes d'oxygène introduites par le processus de frittage flash. Comme déjà mentionné dans la section "Introduction", les céramiques de borure et de carbure peuvent également présenter une ductilité élevée à haute température ressemblant au comportement plastique des métaux5,6,8. Des déformations extrêmement importantes allant jusqu'à 50% ont été signalées dans la réf8. pour le cintrage à 2000 °C de la céramique HfB2. Dans la plage de température de 900 à 1500 °C, un effet d'écrouissage a également été observé. Aucune preuve de jumelage n'a été trouvée et la plasticité des dislocations (glisse de dislocation pure sans montée) par le modèle de déformation à froid classique pour les métaux a été déduite. Le composite étudié dans ce travail contient du TiB2 qui partage la même structure cristalline (groupe d'espace Hermann-Mauguin P6/mmm) avec ZrB2 et HfB2. Cependant, aucune preuve de plasticité à haute température, jusqu'à 1 600–2 000 °C dans le TiB29,38 et le ZrB239,40 n'a été rapportée. L'absence de défauts dans les grains de TiB2 de notre céramique TiB2-BC après flexion à haute température, comme indiqué par les résultats TEM présentés ci-dessus, et la morphologie composite spécifique avec un réseau continu 3D de BC suggèrent que la principale contribution à la définition de la résistance-déformation le profil de la courbe provient de la Colombie-Britannique. Non seulement l'état des défauts dans les deux phases est différent, mais nous noterons également que la chimie cristalline est différente, comme en témoignent par exemple les différentes températures de fusion de 2763 °C et 3230 °C de B4C et TiB2, respectivement. Par conséquent, cette différence suggère qu'une possibilité plus élevée de processus basés sur les défauts activés par la contrainte sous une charge mécanique à une température de flexion de 1800 ° C serait pour la phase avec une température de fusion inférieure, c'est-à-dire pour BC. Pour obtenir une image étendue de la réponse mécanique du composite TiB2-BC, nous définirons également le contexte de cette expérience en fournissant un bref résumé de nos résultats précédents. Remarquablement, TiB2-BC a une résistance à la flexion ultra-élevée allant jusqu'à 8,4 GPa à 2000 ° C, dans une atmosphère Ar inerte. La réponse mécanique du matériau montre à cette température une déformation plastique importante (avec des déformations supérieures à 10%), tandis qu'un processus de renforcement se produit également. Après flexion, les auteurs ont observé par TEM de grandes régions amorphes qui peuvent être responsables du comportement ductile. En dessous de 1600 °C20, le composite montre une réponse fragile typique sans comportement plastique et la résistance à la rupture ne dépasse pas 1 GPa. Ces détails comparatifs, ainsi que le fait que des régions amorphes n'étaient pas présentes dans les échantillons testés à 1800 °C, suggèrent fortement qu'aux températures intermédiaires de flexion de nouvelles situations de déformation se produisent et qu'elles présentent un grand intérêt tant du point de vue fondamental que pratique. La formation de cavités lors de la flexion au-dessus de 1600 °C autour des grains de TiB2 avec déformation des grains de B4C a été proposée dans la réf.20, mais leur nombre était assez faible pour expliquer à lui seul le comportement observé, notamment l'apparition d'une plasticité importante (déformations supérieures à 10 %) . La formation de cavités met en évidence la contribution des grains de TiB2 dans le composite au fur et à mesure qu'ils se développent aux joints de grains TiB2-BC.

Sur la base des résultats adressés et des informations présentées dans la littérature, la réorganisation du système initial de défauts d'empilement et de macles des grains BC comme dans l'échantillon E dans le nouveau système de macles comme dans l'échantillon F sous contrainte de flexion est déduite. Il est proposé que la réorganisation des défauts indiqués ait lieu par le mécanisme suivant (Fig. 5c): Une force externe (pendant le processus de flexion) appliquée le long des (1-11) plans de macles (étape I) peut forcer les domaines maclés à tourner et aligner (étape II). Comme la déformation dans une direction (c'est-à-dire le long des plans de macles) est contrainte par la force externe appliquée (mais elle est également influencée par les joints de grains BC-BC ou TiB2-BC et les défauts dans BC qui peuvent s'opposer au glissement), en raison de la dissipation d'énergie Pour ces raisons, un cisaillement dans la direction orthogonale commence à se produire (étape III), agissant surtout le long des failles d'empilement (011) qui sont plus sensibles au réarrangement cristallographique. Le système atteint un état énergétiquement stable lorsque le cisaillement fournit suffisamment d'énergie pour que la structure cristalline soit réarrangée en nano-jumeaux (étape IV). Le modèle est local et, une fois que l'ensemble du matériau polycristallin orienté aléatoirement est considéré, les étapes I-IV se produiront et se développeront simultanément en raison de la distribution locale de la déformation. Ainsi, sous la charge croissante qui améliore la contrainte de flexion mesurée, la réponse globale observée du matériau (voir la courbe résistance à la flexion-déformation de la Fig. 4) sera déterminée par les processus locaux des étapes I à IV cumulés sur l'ensemble de l'échantillon et par le jeu de leur poids.

(a) Représentation du cristal de carbure de bore par le logiciel VESTA montrant les plans équivalents (1-11) et (011) ; (b) Image HRTEM prise sur l'échantillon E montrant les composantes de déformation avec Oy parallèle aux plans (011); ( c ) Schémas de la transition sous charge de flexion entre une structure en défaut maclé et empilé comme dans l'échantillon E à une structure nano-jumelée comme dans l'échantillon F.

Sur la base du modèle proposé, l'interprétation de la courbe résistance à la flexion-déformation de la Fig. 4 est la suivante :

Sous charge de flexion à haute température (1800 °C), après déformation élastique, les défauts d'empilement ont tendance à glisser en fournissant une déformation plastique et en multipliant le nombre de (1-11) macles (étapes I et II). Les processus liés aux failles d'empilement et aux macles tentent d'adapter le système à l'énergie injectée par la charge de flexion et leur contribution à l'absorption d'énergie est différente. La déformation de cisaillement peut augmenter et favoriser la formation de nouveaux macles avec un plan de macles tourné orthogonalement (dans la base orthonormée de l'espace réciproque) au plan des failles d'empilement initiales et des macles (stade III). Un certain équilibre est atteint dans l'ensemble, au niveau macro, et le matériau subit une déformation de sorte que la résistance à la flexion est approximativement constante avec la déformation dans un comportement apparemment de type déformation plastique (Fig. 4, région approximativement horizontale de la courbe résistance-déformation).

Lorsque le processus de réarrangement des macles est presque terminé, les nouvelles macles dans la configuration la plus stable (stade IV) joueront un rôle important dans le renforcement du matériau, poussant la résistance à la flexion à des valeurs élevées dans un comportement de déformation qui devient élastique à forte déformation. valeurs. La résistance à la rupture ultime dépasse 1 GPa. Il s'agit d'une valeur relativement élevée suggérant que le mécanisme proposé peut également être actif et contribuer au renforcement observé dans les échantillons de TiB2-BC pliés à 2000 ° C, comme décrit dans la réf.16.

Une observation intéressante est que dans certains cas, il a été rapporté que les limites de phase induites par le cisaillement produisaient dans les matériaux en carbure de bore des macles asymétriques7,19. Le réarrangement des jumeaux reconnaissant le rôle important des défauts d'empilement a été observé in situ par TEM dans des échantillons de Mg24. Cependant, les métaux et les céramiques sont différents bien qu'à des températures élevées, la déformation de la céramique puisse partager certaines similitudes avec la déformation à température ambiante des métaux8, comme déjà souligné. La résistance élevée mesurée sur BC dans la réf. 23 a été attribuée à des nano-jumeaux de tailles similaires à celles de ce travail où le glissement aux limites des jumeaux est supprimé. Pour le composite issu de ce travail, un basculement de réarrangement de la frontière macle sur la direction orthogonale peut bloquer le glissement de la frontière macle et contribuer au renforcement.

En résumé, le mécanisme de réarrangement des jumeaux proposé peut expliquer la forme particulière de la courbe résistance-déformation, mais d'autres mécanismes de renforcement et de fracturation peuvent également y contribuer. Le rôle du TiB2 dans le composite ne doit pas être négligé. Nous n'avons pas observé de défauts spécifiques dans TiB2 tels que des dislocations. Dans les monocristaux de TiB2, un écoulement plastique associé à la formation et à la dynamique des défauts cristallographiques n'a pas été observé à 1500 °C et en dessous de cette température38. D'autre part, il a été rapporté dans la réf.41 que dans ZrB2 avec une structure cristalline similaire à TiB2 et un comportement fragile sous charge mécanique et à haute température, des dislocations se produisent. Cependant, leur réarrangement est rapide et ils peuvent facilement disparaître une fois que le matériau se fracture et que la charge n'est plus active à des températures élevées.

La résistance à la flexion dans l'air du composite B4C-ZrB2 montre un comportement élastique (linéaire) jusqu'à une température de 1600 °C40, mais lorsque la température augmente, la résistance à la flexion diminue, tandis que la déformation à la rupture augmente. Rappelons que dans ce travail le pliage a été réalisé sous atmosphère inerte Ar. Cependant, une certaine contamination par l'oxygène est possible. De plus, une certaine absorption de carbone provenant du système de matrice en graphite utilisé dans le traitement SPS peut se produire et contribuer aux propriétés mécaniques. Pour la flexion en Ar, TiB2 reste essentiellement élastique, mais selon la réf.42 jusqu'à des températures de ~ 1000 °C, le module d'élasticité diminue légèrement. Au-dessus de 1200 °C, il a une décroissance accélérée avec la température8,9. Les changements d'élasticité peuvent influencer la distribution de déformation locale, l'absorption d'énergie et, par conséquent, la réponse du BC du composite TiB2-BC à la charge à différentes températures.

Abzianidze et al.43 ont observé dans la céramique au carbure de bore une amélioration de la résistance à la flexion au-dessus de 1000 °C et elle était liée au développement de la micro-ductilité vers un maximum à la température de la transition fragile-ductile. Cela a été considéré comme le résultat d'une relaxation thermiquement activée des contraintes de pointe locales près des défauts structuraux. Une augmentation supplémentaire de la température (> 1600 °C) provoque le développement de la macro-ductilité et une diminution monotone de la résistance se produit. Les mécanismes de micro et macro ductilité n'ont pas été discutés. Le carbure de bore a également une autre particularité. A savoir, son coefficient de dilatation thermique volumique n'est pas linéaire en fonction de la température. Elle augmente jusqu'à une valeur maximale à environ 1000 °C44 et montre un autre pic plus petit à environ 700 °C.

Les trois derniers paragraphes indiquent que les informations sur le comportement mécanique à haute température du BC et du TiB2 nécessitent des clarifications. Des recherches supplémentaires sont également nécessaires car non seulement les propriétés mécaniques du TiB2 et du BC, mais également leur interaction complexe au sein du système composite doivent être évaluées pour une compréhension complète.

Les résultats indiquent que sous charge de flexion à haute température, le carbure de bore dans le composite TiB2-BC étudié présente un réarrangement énergétiquement favorable des défauts d'empilement et des macles. Cela est dû en grande partie à l'équivalence des plans cristallins (1-11), (011) et (10-1) du carbure de bore au sein de la famille des cristaux hexagonaux et à la composante de déformation de cisaillement relativement importante. Le mécanisme proposé de réarrangement des défauts fournit une plasticité au système suivie d'un renforcement de type élastique. La composante de déformation de cisaillement conduit à un réarrangement de la limite de macle dans une direction cristallographique orthogonale. Ce processus, dans un premier temps, accommode l'énergie introduite dans le matériau dans un comportement de déformation plastique, et, ensuite, bloque le glissement aux limites des jumeaux favorisant le renforcement. Cela explique en partie la forme particulière de la courbe de flexion contrainte-déformation à 1800 °C composée d'une séquence de trois régions pour augmenter la déformation : (i) augmentation conventionnelle de la résistance de manière élastique ; (ii) résistance constante pour un comportement plastique ; (iii) augmentation de la résistance de type élastique jusqu'à la rupture. Outre l'apparition de ductilité dans ce composite céramique, la principale conséquence est le renforcement du composite, dépassant ainsi à 1800 °C une résistance à la flexion de 1 GPa.

Les ensembles de données générés pendant et/ou analysés pendant l'étude en cours sont disponibles auprès des auteurs correspondants sur demande raisonnable.

Silvestroni, L., Kleebe, H.-J., Fahrenholtz, WG & Watts, JW Matériaux super résistants pour des températures supérieures à 2000 °C. Sci. Rep. 7, 40730 (2017).

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Département de science et génie des matériaux, Université de Tohoku, 6-6-02 Aramaki Aza Aoba, Sendai, 980-8579, Japon

D. Demirskyi

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OV, PB, DD et HB ont obtenu le matériau et mené les expériences de flexion, HB a effectué la caractérisation des matériaux par diffraction des rayons X, AK a effectué les expériences de microscopie électronique à transmission, a rédigé la première ébauche du manuscrit et édité les figures. Tous les auteurs ont contribué à l'analyse des résultats et ont révisé le manuscrit.

Correspondance à O. Vasylkiv, D. Demirskyi ou P. Badica.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Kuncser, A., Vasylkiv, O., Borodianska, H. et al. Haute résistance à la flexion à 1800 °C supérieure à 1 GPa dans le composite TiB2-B4C. Sci Rep 13, 6915 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-33135-w

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Reçu : 14 septembre 2022

Accepté : 07 avril 2023

Publié: 27 avril 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-33135-w

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