Microstructure optimisée et propriétés mécaniques améliorées des composites nanocarbone-Al₂O₃ par assemblage électrostatique

Résumé

Ce travail rapporte la formation contrôlée par microstructure de céramiques Al₂O₃ à couches de carbone interconnectées en utilisant des particules composites nanoparticules de carbone (CNP)-alumine (Al₂O₃). Les micro-particules d'Al₂O₃ utilisées dans cette étude ont été obtenues par granulation de nanoparticules d'Al₂O₃ de taille nanométrique avec un diamètre moyen de 150 nm. Ensuite, le composite CNP-Al₂O₃ a été fabriqué en utilisant une méthode d'assemblage électrostatique utilisant l'Al₂O₃ granulé et le CNP. La décoration de CNP sur la surface de l'Al₂O₃ granulé a été étudiée en fonction de la taille des particules primaires et du pourcentage de couverture en utilisant une quantité fixe de CNP. Notamment, une couche interconnectée de particules de carbone à l'interface de l'Al₂O₃ qui ressemblent aux joints de grains a été obtenue. Les propriétés mécaniques des échantillons obtenus avec différentes tailles de particules et couverture de CNP sur les particules d'Al₂O₃ ont également été étudiées, présentant la possibilité de contrôler les propriétés mécaniques par la conception microstructurale de matériaux composites céramiques.

Introduction

Il est bien connu que l'alumine (Al₂O₃) possède de bonnes propriétés telles que une dureté élevée, une excellente résistance à l'usure et une haute stabilité chimique. D'autre part, les inconvénients de l'alumine sont sa faible ténacité à la fracture, sa faible résistance à température élevée ainsi que sa faible résistance au choc thermique [1]. Cela a suscité une recherche intense dans le développement de nanocomposites à base d'alumine aux échelles micro- et nano-. Les composites céramiques fonctionnels avec des particules nano-dispersées dans la matrice céramique sont rapportés pour améliorer non seulement les propriétés mécaniques telles que la résistance à la rupture, la ténacité à la fracture, la fatigue et la résistance à l'usure, mais aussi les propriétés électriques, magnétiques, thermiques et optiques [2,3,4,5,6,7]. Afin d'améliorer et de contrôler les propriétés mécaniques des céramiques, la porosité microstructurale [8, 9], l'incorporation de charges additives [10] et les profils de traitement thermique [11, 12] ont été utilisés et rapportés. Cela montre qu'en contrôlant la microstructure de l'Al₂O₃, les propriétés mécaniques désirées des céramiques Al₂O₃ pourraient être obtenues. Cependant, la plupart des travaux rapportés n'ont utilisé que la méthode simple de mélange des poudres d'Al₂O₃ avant frittage, ce qui est insuffisant pour obtenir un bon contrôle sur la microstructure et la conception des céramiques Al₂O₃, résultant en une faible contrôlabilité de ses propriétés mécaniques. Dans la formation de nanocomposite par une méthode de mélange conventionnelle, il reste un énorme défi d'obtenir une décoration homogène de particules additives nano-dimensionnées sur une particule primaire désignée en raison de l'agglomération des particules additives. La distribution inégale causée par l'agglomération entraînerait alors des effets néfastes sur la conception microstructurale ainsi que sur les propriétés d'un composite céramique. Par conséquent, une méthode novatrice via assemblage bottom-up en utilisant une méthode d'adsorption électrostatique a été utilisée dans cette étude pour démontrer la faisabilité d'obtenir un bon contrôle microstructural et une conception qui permettent par conséquent d'introduire des propriétés contrôlées désirées dans les céramiques Al₂O₃ telles que les propriétés optiques, électriques et mécaniques. Comme l'un des additifs possibles pour les composites céramiques Al₂O₃, diverses formes de matériaux carbonés nano-dimensionnés tels que les fibres (nanotubes de carbone (CNT), nanofibres) et les formes en plaques (graphène) ainsi que les particules ont été développés. Cela permet l'application de matériaux à base de carbone comme additif pour la fabrication de matériaux, ce qui a été rapporté récemment.

Dans le développement de composite alumine-carbone, Kumari et al. ont rapporté l'amélioration de la conductivité thermique du composite nanotube de carbone (CNT)-alumine jusqu'à 318 % par rapport à l'alumine pure en changeant le pourcentage en poids d'ajout de CNT et la température de frittage [4]. En outre, en raison des propriétés tribologiques exceptionnelles des matériaux composites à base de carbone pour des applications telles que la production d'énergie, le transport et la fabrication, de nombreux chercheurs ont concentré leur intérêt sur le développement de composites à base de carbone [13, 14]. Les céramiques avec surfaces renforcées au carbone ont été rapportées pour exhiber une résistance à l'usure améliorée et un coefficient de frottement réduit. Malgré des rapports controversés sur l'amélioration de la résistance mécanique en utilisant la nanofibre de carbone (CNF) sur l'alumine et la zircone, la plupart des auteurs ont rapporté une amélioration des propriétés mécaniques. Une étude récente du CNT sur la propriété de fluage de l'alumine a tiré une conclusion opposée car il est rapporté que selon la quantité d'ajout de CNT, la résistance au fluage pourrait être soit renforcée soit affaiblie en raison d'un impediment du glissement de joint de grain ou d'une promotion de la diffusion ou du glissement de joint de grain, respectivement [15]. Pendant ce temps, Crepo et al. ont rapporté que le composite alumine renforcé par oxyde de graphène exhibe une meilleure résistance au fluage que l'alumine renforcée par CNF [16]. Aussi, en raison des excellentes propriétés lubrifiantes du graphite, les matériaux à base de carbone sont de bons candidats pour l'application de lubrifiant solide. Pendant le frottement à sec, les composites à base de carbone sont rapportés pour générer un film lubrifiant à partir de l'exfoliation de carbone et son incorporation avec les débris céramiques sur la zone de contact affectée [13]. Cependant, la plupart des travaux rapportés impliquent l'utilisation de mélange unique soit par mélange ultrasonique de suspensions ou par broyage mécanique conventionnel, et aucun travail n'a été démontré sur la décoration contrôlée de matériaux carbonés sur céramique menant à la formation de céramiques à base de carbone à microstructure contrôlée. Par conséquent, dans cette étude, les composites CNP-Al₂O₃ ont été fabriqués en utilisant l'assemblage par adsorption électrostatique qui offre plus de contrôlabilité dans son assemblage et conception de composite. Les micro-particules d'Al₂O₃ utilisées dans ce travail ont été obtenues en utilisant une granulation contrôlée de particules nano-dimensionnées d'Al₂O₃. Ensuite, les micro-particules d'Al₂O₃ granulées obtenues ont été utilisées pour la formation de composite carbone CNP-Al₂O₃. L'étude a été menée systématiquement en variant la quantité de nanosphères de carbone de 0,3, 0,6 et 1,0 % vol (pourcentage en volume) et la taille moyenne des particules d'alumine utilisées. Les propriétés mécaniques des échantillons composites à base de carbone ont ensuite été caractérisées et comparées avec un échantillon d'alumine monolithique en utilisant un test de flexion à trois points et un test d'indentation. L'inter-corrélation entre la microstructure obtenue et les propriétés mécaniques est également discutée et élucidée.

Méthodes

Des nanoparticules d'alumine avec un diamètre moyen de 150 nm ont été achetées auprès de Taimei Kagaku Kogyo Co. et utilisées comme précurseur pour obtenir des micro-particules d'Al₂O₃ granulées. La granulation a été réalisée par séchage par atomisation d'un mélange de micro-particules d'Al₂O₃ avec un liant acrylique. Les micro-particules d'Al₂O₃ ont ensuite été tamisées pour obtenir trois diamètres moyens différents de 37, 62 et 98 µm qui ont ensuite été utilisés comme particules primaires. Des CNP avec un diamètre moyen de 260 nm ont été achetés auprès de Tokai Carbon Co. et utilisés comme nanoparticules additives. Comme le CNP est hydrophobe et non dispersible dans un milieu aqueux, il a d'abord été dispersé dans une solution de SDC (désoxycholate de sodium) puis soumis à un traitement d'hydrophilisation pour le revêtement subséquent. Quarante millilitres d'une solution SDC à 0,1 % en poids ont été ajoutés à 1 g de CNP et dispersés par ultrasons pendant 30 min. Ensuite, la solution a été centrifugée et lavée trois fois en utilisant de l'eau à échange d'ions qui a été réalisée en agitant l'eau avec un mélangeur. Après cela, la modification de la charge de surface a été réalisée en utilisant polycation et polyanion. Le chlorure de polydiallyldiméthylammonium (PDDA) (poids moléculaire moyen 100 000 à 200 000, Sigma-Aldrich) et le polystyrènesulfonate de sodium (PSS) comme polyanion (poids moléculaire moyen 70 000, Sigma-Aldrich) ont été utilisés comme polycation et polyanion, respectivement. Après cela, les CNP enrobés de SDC ont été alternativement immergés dans PDDA, PSS et PDDA afin d'induire une charge de surface positive stable. Après le processus d'adsorption, la suspension restante a été séchée et ensuite collectée. Dans la première investigation, les particules d'Al₂O₃ avec un diamètre de 62 µm ont été utilisées et la faisabilité du contrôle de la couverture de CNP sur les particules d'Al₂O₃ a été réalisée. Le pourcentage en volume de CNP ajouté était de 0,3, 0,6 et 1,0 % vol. Dans l'investigation de l'effet de la taille d'Al₂O₃, un ajout fixe de 0,6 % vol de CNP a été réglé tandis que des particules d'Al₂O₃ avec différents diamètres moyens de 37, 62 et 98 µm ont été utilisées pour la formation du composite. Les particules composites CNP-Al₂O₃ ont d'abord été pressées uniaxialement en utilisant une matrice d'un diamètre de 12 mm. La pression appliquée était de 300 MPa et le temps de maintien était de 5 min. Après cela, le pellet obtenu a été inséré dans une matrice en graphite avec de la poudre h-BN pour le frittage par pressage à chaud (Diavac Inc. Ltd.) Le frittage par pressage à chaud a été réalisé dans une atmosphère sous vide (8 × 10⁻³ Pa) à 1350 °C (taux de chauffe de 10 °C/min) pendant 2 h avec une pression de 30 MPa. Les morphologies des composites CNP-Al₂O₃ et la microstructure frittée obtenue ont été observées en utilisant un Microscope Électronique à Balayage à Émission de Champ S-4800 (FE-SEM, Hitachi S-4800). Le potentiel zêta a été mesuré en utilisant un Otsuka Electronics Co. Ltd., ELSZ-1 et Micro Tech Nission, ZEECOM Co. Ltd. Quant à la détermination des propriétés mécaniques, le module élastique de l'échantillon obtenu a été mesuré en utilisant un test de flexion à 3 points. L'échantillon a d'abord été découpé en une feuille de test en forme de bande et la dimension a été affinée en utilisant une rectifieuse de surface. La dimension de l'éprouvette de test préparée était de 3 × 4 × 40 mm. Après cela, le polissage a été effectué en utilisant de l'alumine de 0,5 mm et de la pâte de diamant avec des grades de 30 et 9 µm, respectivement. Le test de flexion à 3 points a été mesuré en utilisant un testeur compact de type Instron. D'abord, la contrainte (σ) a été calculée en utilisant l'Éq. 1 où l, b et h sont la distance d'entrait et les dimensions de chaque pièce de test, tandis que P représente la charge. Ensuite, la relation entre contrainte et déformation a été tracée, et le module élastique a été calculé à partir de la pente des moindres carrés. La vitesse de la traverse était testée à 0,02 mm/min et l'entrait à 30 mm.

$$ \sigma =\frac{3 lP}{2 bh} $$ (1)

Les propriétés de dureté de l'échantillon composite ont été évaluées davantage en utilisant l'indentation. L'indenteur Rockwell utilisé consistait en un diamant (E_i = 1050 GPa, υ = 0,20) avec un rayon de courbure nominal, R = 200 incorporé dans une pointe conique avec un angle au sommet de 120°. L'indenteur était placé dans un testeur de type Instron (Sanwa Instruments) et était entraîné à une vitesse de traverse de 0,05 mm/s jusqu'à une profondeur fixe (20 µm). La charge obtenue pendant l'indentation a été mesurée avec une cellule de charge (TCLZ-100KA, Tokyo Gakko), et la profondeur d'indentation a été mesurée avec un micromètre de déplacement électrostatique sans contact (VE-222, Ono Sokki).

Résultats et discussion

La Figure 1 montre le potentiel zêta de charge de surface des particules d'Al₂O₃ et du CNP après revêtements alternés de PDDS et PSS, respectivement. On pouvait observer que l'alumine et le CNP présentaient un potentiel zêta de +55 et -55 mV, respectivement, après trois couches de revêtement. Le potentiel zêta atteint après trois couches de revêtement sur les deux CNP et micro-particules d'Al₂O₃ était stable. Les morphologies de surface des composites CNP-Al₂O₃ avec différents 0,3, 0,6 et 1,0 % vol d'ajout de CNP sont montrées dans les images MEB de Fig. 2. Des images MEB à plus fort grossissement, on peut clairement observer que la quantité de CNP adsorbés sur la surface de la particule d'Al₂O₃ augmente avec un pourcentage en volume plus élevé d'ajout de CNP. Il est important de noter que les CNP sont distribués homogènement sur toute la surface de l'Al₂O₃ sans signe d'agglomération, ce qui représente l'avantage de la méthode EA pour obtenir une distribution uniforme et régulière. La taille des particules de CNP observée est d'environ 260 nm. En fixant l'ajout de CNP à 0,6 % vol et en variant la taille des micro-particules d'Al₂O₃ de 37, 62 et 98 µm, les distributions de CNP sur la surface de la particule d'Al₂O₃ sont montrées dans les images MEB en Fig. 3. D'après l'observation des images MEB, on pouvait voir qu'à mesure que le diamètre de la taille de particule augmentait, la quantité de CNP adsorbée sur la surface était observée pour augmenter en conséquence. Comme les particules d'Al₂O₃ plus grandes possèdent une surface globale plus faible comparée aux particules d'Al₂O₃ plus petites, la surface globale collective disponible pour l'adsorption de CNP est également plus faible comparée aux particules d'Al₂O₃ plus petites. Par conséquent, avec une constante de 0,6 % vol d'ajout de CNP, une quantité plus élevée de CNP était adsorbée sur la surface globale plus faible des particules d'Al₂O₃ plus grandes. En conséquence, la quantité de CNP adsorbée sur la surface d'Al₂O₃ est observée pour augmenter avec la taille du diamètre des particules d'Al₂O₃, ce qui a conduit à une densité plus élevée d'adsorption de CNP sur la surface des particules d'Al₂O₃ de 98 µm. D'autre part, à mesure que la taille de particule diminuait, la surface globale disponible accessible pour l'adsorption de CNP sur l'Al₂O₃ augmentait et par conséquent, une distribution éparse de CNP est observée en raison de la quantité insuffisante de CNP dans la suspension (à 0,6 % vol fixe). La microstructure frittée obtenue en utilisant le composite CNP-Al₂O₃ et le grossissement élevé à l'interface comme montré en Fig. 4. D'après l'image MEB en Fig. 4a, on peut voir que la microstructure obtenue reflète la forme du composite CNP-Al₂O₃ obtenu. Il est notable que les joints de grains sont connectés formant un réseau le long des joints de grains. D'après l'observation du réseau de CNP qui est formé le long des joints de grains, l'homogénéité de la distribution de CNP sur la surface des particules d'Al₂O₃ peut être déterminée. Ce résultat montre qu'il est faisable d'obtenir un matériau composite à microstructure contrôlée en concevant le composite précurseur. D'après l'image MEB à plus fort grossissement en Fig. 4b, la présence d'une couche de carbone entre l'interface du joint de grains d'Al₂O₃ peut être observée. Cela montre que le frittage du CNP entre les particules d'Al₂O₃ pendant le frittage par pressage à chaud a conduit à la formation d'un revêtement uniforme d'une couche de carbone le long des joints de grains. Il est également important de noter que la matrice d'Al₂O₃ obtenue est dense et bien frittée sans observation de pores comme montré en Fig. 4b. Cela est dû à la formation de nanoparticules d'Al₂O₃ granulées densément empilées (150 nm) qui permet une bonne aptitude au frittage, démontrant la technique novatrice de ce travail. Les modules élastiques des composites CNP-Al₂O₃ obtenus en utilisant un test de flexion à 3 points tracés en fonction de la taille des particules d'Al₂O₃ et du pourcentage de couverture de surface sont montrés en Fig. 5. D'après Fig. 5a, le module élastique exhibé de l'échantillon fabriqué en utilisant seulement des particules d'Al₂O₃ est d'environ 390 GPa, ce qui est cohérent avec les résultats rapportés sur l'Al₂O₃ polycristallin qui est entre 300 et 400 GPa [6, 12]. L'atteinte de cette valeur de module élastique corrobore avec l'observation MEB où une bonne microstructure et compaction ont été atteintes en utilisant des nanoparticules d'Al₂O₃ granulées. Dans l'étude de Ashizuka et al. sur l'effet de la porosité sur les propriétés mécaniques des céramiques d'alumine, le module élastique de la céramique sans porosité (0 %) est légèrement inférieur à environ 380 GPa [17]. Quant aux modules élastiques des composites CNP-Al₂O₃, on peut voir que la propriété pouvait être contrôlée car elle diminuait linéairement soit avec un pourcentage en volume plus élevé d'ajout de CNP, soit avec un incrément de la taille des particules d'Al₂O₃. Une tendance similaire a également été observée dans le travail de Shin et al., où les modules élastiques de leurs composites oxyde de graphène réduit et CNT à paroi unique-alumine étaient réduits en augmentant la teneur en additif [6]. Comme les deux facteurs (quantité de CNP et taille de particule d'Al₂O₃) influencent fortement la surface spécifique et ont conduit à une plus grande adsorption de CNP sur la surface des particules d'Al₂O₃, cela inhiberait le frittage de l'Al₂O₃ et un possible effet de glissement de la couche de carbone a résulté en des modules élastiques plus faibles [6]. Cette découverte est cohérente avec celles rapportées par Gopalan et al. où le CNT utilisé dans leur composite retarde la croissance des grains mais n'a pas d'effet sur le glissement de joint de grain résultant en l'occurrence de superplasticité [15]. Cette découverte indique la possibilité d'altérer et de contrôler le module élastique d'une céramique Al₂O₃ en contrôlant la formation microstructurale via la conception du composite précurseur utilisé dans la formation de CNP-Al₂O₃. En Fig. 5b, le tracé des modules élastiques obtenus en fonction du ratio de couverture de CNP sur Al₂O₃ est montré. Une corrélation linéaire entre le ratio de couverture de CNP et la résistance du module élastique est observée, ce qui corrobore davantage avec les résultats susmentionnés. Par conséquent, à partir de ces résultats, il est démontré que les propriétés mécaniques d'un composite céramique CNP-Al₂O₃ peuvent être contrôlées via le ratio de couverture de CNP en modifiant soit la quantité d'ajout de CNP, soit la taille de particule d'Al₂O₃ primaire. Dans la détermination de la micro-dureté des échantillons composites CNP-Al₂O₃, une comparaison entre l'Al₂O₃ pur et les échantillons CNP-Al₂O₃ fabriqués avec 1,0 % vol d'ajout de CNP avec différentes tailles de particules d'Al₂O₃ de 37, 62 et 98 µm a été entreprise. Les résultats d'indentation obtenus sont montrés en Fig. 6. Les résultats obtenus montrent que l'échantillon d'alumine pur exhibait la valeur de dureté la plus élevée tandis que la dureté des échantillons composites CNP-Al₂O₃ diminuait avec une plus grande taille de particule d'Al₂O₃. Cela est dû à la surface globale plus faible de l'Al₂O₃ lorsque la taille de particule augmente menant à une quantité plus élevée de CNP adsorbée sur la surface. Par la suite, la quantité plus élevée de CNP à l'interface d'Al₂O₃ a conduit à une dureté réduite due soit à l'inhibition d'un frittage efficace entre l'interface d'Al₂O₃ soit au glissement de la couche de carbone continue connectée le long des joints de grains d'Al₂O₃. Par conséquent, il est crucial d'avoir une distribution contrôlée de CNP sur la surface de l'Al₂O₃ afin d'induire la formation d'une microstructure désirée menant aux propriétés mécaniques désirées du composite CNP-Al₂O₃.

À partir de la courbe charge (P)-profondeur (h) pendant les cycles de chargement et déchargement, le changement microstructural et le mécanisme de déformation de surface pouvaient être obtenus [18]. L'équation quadratique simple impliquant la charge d'indentation (P) et la profondeur de pénétration (h) montrée dans l'Éq. 2 peut être utilisée pour l'analyse du processus de chargement [18,19,20].

$$ P\propto {h}^2 $$ (2)

Le chargement de l'Al₂O₃ monolithique a démontré une corrélation avec la courbe P-h similaire à l'Éq. 2 quadratique tandis que les composites CNP-Al₂O₃ fabriqués en utilisant des particules d'Al₂O₃ de taille 37 et 62 µm ont démontré une courbe linéaire avec déviation de la courbe de chargement de l'Al₂O₃ monolithique, respectivement. Cela indique la présence de CNP dans la microstructure (à l'interface de joint de grain) qui a résulté en une déformation locale le long des joints de grains. Quant au composite CNP-Al₂O₃ fabriqué en utilisant l'Al₂O₃ avec la taille de particule 98 µm, la haute densité de CNP aux joints de grains a résulté en une discontinuité de la courbe d'hystérésis P-h et a démontré la dureté la plus faible due à l'occurrence de glissement de joint de grain ou de microfracture de surface.

Conclusions

Dans ce travail, une formation contrôlée faisable de composite CNP-Al₂O₃ par une méthode d'adsorption électrostatique est démontrée. Les micro-particules d'Al₂O₃ utilisées étaient obtenues par granulation de particules d'Al₂O₃ nano-dimensionnées (150 nm) ce qui a permis une meilleure compaction et aptitude au frittage. Dans la formation de céramiques composites, des paramètres impliquant la quantité de CNP (0,3, 0,6, 1,0 % vol) et les tailles des micro-particules d'Al₂O₃ primaires granulées (37, 62, 92 µm) ont été investigués. Il est démontré qu'en contrôlant la quantité d'additifs CNP et la taille des micro-particules d'Al₂O₃, différentes couvertures de surface pouvaient être obtenues menant à une formation de microstructure contrôlée avec différentes propriétés mécaniques. En utilisant le composite CNP-Al₂O₃ homogène, une couche de carbone interconnectée continue a été obtenue le long des joints de grains d'Al₂O₃. Une matrice d'Al₂O₃ dense et compacte a également été observée en raison du bon frittage des nanoparticules d'Al₂O₃. À partir des résultats d'un test de flexion à 3 points et d'indentation, le contrôle des propriétés mécaniques a été démontré en ajustant la couverture de CNP sur l'Al₂O₃. Le changement de module élastique était dû soit à l'inhibition d'un frittage efficace, soit au glissement de la couche de carbone générée à l'interface Al₂O₃. À partir de cette étude, nous avons démontré la faisabilité de la conception microstructurale de céramiques avec une interface interconnectée en utilisant le composite CNP-Al₂O₃. Cette méthode de conception microstructurale ouvrira de plus grandes possibilités et un potentiel pour la conception de matériaux par assemblage bottom-up pour induire les propriétés désirées pour une large gamme d'applications.