L'efficacité de la finition au tambour comme dernier poteau

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 4602 (2023) Citer cet article

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Un post-traitement hybride combinant la finition au tambour comme étape finale après le grenaillage et le traitement thermique a été développé pour atténuer les effets néfastes des défauts internes et de surface sur les performances de fatigue des échantillons AlSi10Mg de fusion laser sur lit de poudre. Les effets de chaque post-traitement ont été étudiés individuellement et en synergie sur la microstructure, la morphologie et la rugosité de surface, la dureté, les contraintes résiduelles, la porosité et le comportement de fatigue en flexion rotative des échantillons AlSi10Mg à encoche en V. Les résultats révèlent que la finition au tambour peut fortement réduire la rugosité de surface de 28 et 32 % par rapport aux états tel que construit et traité thermiquement tout en induisant un durcissement supplémentaire de la couche de surface et des contraintes résiduelles de compression. Le post-traitement hybride de traitement thermique + grenaillage + finition au tambour a considérablement augmenté la durée de vie des échantillons de plus de 500 fois par rapport à la série telle que construite.

La fusion de métal sur lit de poudre au laser (PBF-LB/M), en tant que technologie de fabrication additive (AM) populaire, a attiré une attention considérable pour la fabrication de pièces de géométries complexes1,2,3. Cependant, les matériaux PBF-LB sont connus pour avoir de multiples défauts internes et de surface en raison des phénomènes thermo-physiques complexes au cours du processus de fusion et de solidification couche par couche4,5,6. Les matériaux tels que construits sont caractérisés par des microstructures inhomogènes7, différents types de porosités formées par des gaz piégés, une absence de fusion et des effets de trou de serrure8,9,10, des contraintes résiduelles de traction11,12 et des irrégularités de surface13. Les principales sources d'imperfections de surface sont liées à la formation de poudre non fondue et partiellement fondue, d'éclaboussures et de défauts de bouletage14,15,16. Ces imperfections ont un impact potentiel sur les performances des matériaux PBF-LB, par exemple l'usure, les rayures, la résistance à la corrosion et le comportement à la fatigue17,18,19. En règle générale, les défauts de surface agissent comme des zones de concentration de contraintes locales, qui provoquent une nucléation précoce des fissures et, par conséquent, une rupture par fatigue2,20,21,22. Par conséquent, diverses méthodes de post-traitement ont été suggérées pour surmonter ces problèmes et relever les défis associés aux propriétés mécaniques des matériaux PBF-LB23.

Traitant des méthodes de post-traitement, le traitement thermique (HT) est couramment utilisé pour moduler certains des défauts internes des matériaux PBF-LB. HT peut être conçu pour homogénéiser la microstructure pour éliminer l'anisotropie et libérer les contraintes résiduelles. De plus, il est rapporté que la ductilité et l'allongement des matériaux PBF-LB peuvent être améliorés avec un HT24,25 approprié, assurant un meilleur comportement à la fatigue26,27.

Considérant les post-traitements pour moduler les imperfections de surface sans enlèvement de matière, les traitements de surface basés sur le grenaillage tels que le grenaillage (SP)28,29,30, le grenaillage par ultrasons (UP)31, le grenaillage par cavitation (CP)32,33, le grenaillage vibratoire sévère ( SVP)34 et le martelage par choc laser (LSP)35,36,37 peuvent fortement éliminer les irrégularités de surface et homogénéiser la morphologie de surface des matériaux tels que construits. De plus, bon nombre des post-traitements mentionnés ci-dessus peuvent induire un raffinement remarquable du grain de la couche de surface et des contraintes résiduelles de compression élevées, ce qui contribue à améliorer davantage le comportement à la fatigue38,39,40,41,42. Par exemple, en appliquant des déformations plastiques sévères en surface par le procédé SP avec une intensité Almen de 10A [0,001 pouce] et une couverture de 100% en utilisant un support en acier, la rugosité de surface des échantillons PBF-LB AlSi10Mg a diminué de 9 à 4,5 µm en termes de Ra30. L'effet combiné de la morphologie de surface réduite, du durcissement de surface ainsi que des contraintes résiduelles de compression maximales jusqu'à − 155 MPa par rapport à l'état tel que construit avec des contraintes de traction de 70 MPa a conduit à une amélioration remarquable de la résistance à la fatigue de 36 MPa en état tel que construit à 176 MPa après traitement SP. Dans une autre étude, l'application d'UP avec une fréquence de 17 kHz, une puissance de 1000 W et une amplitude de 80 µm sur PBF-LB AlSi10Mg a entraîné une réduction de porosité et un durcissement de surface remarquables et a également induit une contrainte résiduelle de compression de surface élevée par rapport à la traction initiale. contrainte conduisant à une amélioration notable de la résistance à la corrosion31. L'application de LSP avec une énergie de faisceau laser de 4,5 J, une densité d'énergie laser de 9 GW/cm2 et un chevauchement d'impulsions de 50 % sur des échantillons PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V a révélé une fermeture considérable des pores jusqu'à une profondeur de 380 µm par rapport à l'as- état de construction. La rugosité de surface initiale en termes de Ra dans la zone de la racine de l'entaille a été réduite de 4,34 µm à 3,98 µm après l'application du LSP. De plus, un écrouissage de surface de 25 % et une contrainte résiduelle de surface en compression ont été induits à partir d'une contrainte initiale de − 11 à − 178 MPa, améliorant tous la durée de vie jusqu'à environ 200 fois supérieure par rapport à l'état tel que construit37.

Se concentrant sur les post-traitements de surface pour traiter les défauts de surface avec enlèvement de matière, la finition par culbutage (TF), également connue sous le nom de tribo-finition ou finition au tonneau, a été appliquée sur les matériaux AM pour réduire la rugosité et lisser la surface. Dans TF, mélange de pièces et de supports abrasifs (parfois avec des composés chimiques) tournent à vitesse réglable dans un barillet. Une réduction notable de la rugosité de surface peut être obtenue avec ce processus en créant une friction en faisant culbuter les pièces contre le support abrasif. TF peut être contrôlé par des paramètres liés à la taille, à la forme et à la composition du matériau abrasif ainsi qu'à la vitesse et à la durée de rotation. L'application de TF avec un milieu céramique sur des échantillons de PBF-LB Ti6Al4V a réduit la rugosité de surface en termes de Sa de 21,5 à 18,9 µm43. Les résultats ont indiqué une amélioration significative de la résistance à la fatigue jusqu'à 60 % supérieure après TF à une contrainte maximale fixe de 300 MPa. Dans une autre recherche étudiant les effets du TF sur la rugosité de surface et le comportement à la fatigue du PBF-LB Ti6Al4V a montré une rugosité de surface réduite de 6,83 µm en termes de Ra à 4,96 µm, ce qui a entraîné une amélioration de la limite de fatigue d'environ 40 %44.

Dans nos études précédentes, nous avons étudié les effets des méthodes de post-traitement HT et SP et leur combinaison sur la résistance à la fatigue d'échantillons PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V45. Une combinaison de traitement thermique T6 et SP avec une intensité Almen de 5A [0,001 pouce] et une couverture à 100 % à l'aide d'un média céramique a assuré une amélioration significative de la résistance à la fatigue jusqu'à 110 MPa contre 6 MPa pour le tel que construit. Dans le but d'améliorer encore les performances de fatigue et de mieux moduler la rugosité de surface, nous avons étudié le polissage électrochimique (ECP) comme étape finale de post-traitement combiné avec HT et SP46. Cette combinaison a permis de multiplier par quatre la durée de vie en fatigue par rapport aux échantillons tels que construits. Suite à nos travaux précédents, l'effet de TF en tant qu'étape finale rentable du post-traitement est étudié individuellement et combiné avec HT et SP sur le comportement à la fatigue d'échantillons PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V. Divers essais expérimentaux comprenant la caractérisation microstructurale, la morphologie de surface et les analyses de rugosité ainsi que des mesures de dureté et de contraintes résiduelles et des essais de fatigue en flexion rotative sont effectués sur les échantillons tels que construits et traités pour analyser les performances des séries finies par culbutage.

Échantillons cylindriques PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V fabriqués par le procédé PBF-LB ; les détails des paramètres du processus PBF-LB et de la stratégie de numérisation sont mentionnés dans des articles précédents45,46. Des post-traitements de HT, SP et TF ainsi que leur combinaison ont été appliqués aux échantillons. T6 HT a été appliqué sur la moitié des échantillons en suivant les températures et les intervalles de temps indiqués dans30 pour homogénéiser la microstructure et libérer les contraintes résiduelles de traction indésirables. Le traitement SP a été appliqué à l'aide de billes de céramique d'un diamètre de 0,15 mm et d'une dureté de 62 HRC avec une intensité Almen de 5 A [0,001 pouce] et une couverture de 100 %45,46. Le procédé SP a été appliqué pour obtenir une morphologie de surface modifiée, un raffinement du grain de la couche de surface, un durcissement de surface et induire des contraintes résiduelles de compression. La TF, d'autre part, a été réalisée à l'aide d'un milieu céramique cylindrique de 3 mm de diamètre et de 4 mm de longueur à l'intérieur d'un baril de 70 L vibrant avec une amplitude de 6 mm pendant 60 min (la TF a été appliquée par ingénierie de surface REM). Des illustrations schématiques des processus SP et TF sont présentées sur les figures 1a et b, respectivement. La figure 1c montre la forme et la taille de l'échantillon cylindrique de PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V avec des morphologies correspondant à différents échantillons tels que construits (AB), grenaillés (AB + SP) et finis par culbutage (AB + TF). En considérant les échantillons traités thermiquement (AB + HT), au total, huit ensembles d'échantillons constitués de AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF ont été utilisés pour étudier les effets des post-traitements appliqués, individuellement et en synergie.

Illustration schématique des traitements (a) SP et (b) TF (c) Forme et taille de l'échantillon PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V avec différentes morphologies liées à différents échantillons de AB, AB + SP et AB + TF.

Des analyses microstructurales ont été effectuées à l'aide d'un microscope optique Nikon Eclipse LV150NL et d'un microscope électronique à balayage à émission de champ Zeiss Sigma 500 VP équipé d'une diffraction rétrodiffusée (EBSD). Pour la préparation des échantillons pour l'EBSD, un polissage mécanique a d'abord été envisagé, suivi d'un polissage chimico-mécanique à l'aide d'une suspension de silice colloïdale de 0,05 µm. Ensuite, un polissage vibratoire a été effectué à l'aide d'un appareil ATM SAPHIR VIBRO avec 150 ml de suspension de silice colloïdale de 0,05 µm et une fréquence de vibration du tampon de 90 Hz en appliquant un poids supplémentaire de 190 g pendant une durée de 90 min47. Les analyses EBSD ont été effectuées avec une tension d'accélération de 20 kV, une inclinaison de l'échantillon de 70 °, une taille de pas de 1 µm, 10 bandes détectées, une vitesse de mode de binning de la caméra de 311 × 256 pixels et un temps d'exposition de la caméra de 40,96 ms. Les résultats de l'EBSD ont ensuite été traités par le logiciel AZtecHKL. Les échantillons ont été coupés en sections longitudinales et transversales par rapport à la direction de construction et les sections transversales polies ont été gravées chimiquement pendant 20 s dans le réactif de Keller. La morphologie de surface des échantillons en lisse a été analysée à l'aide du Zeiss EVO50 S. Un microscope confocal Alicona Infinite Focus a analysé la rugosité de surface dans la zone de l'encoche avec une résolution latérale de 0,10 μm et une résolution verticale de 10 nm. La norme ISO 25178-245,48 a été suivie pour obtenir les valeurs de rugosité de surface en termes de moyenne arithmétique (Ra) et de moyenne quadratique (Rq).

Des tests de microdureté ont été effectués sur une section longitudinale polie concernant la direction de construction) sur le plan yz via le testeur de dureté micro-Vickers Leica WMHT30A avec une charge de 25 gf et un temps de séjour de 15 s pour chaque indentation en considérant un espacement de 50 µm. Trois chemins ont été utilisés sur chaque échantillon de la surface à l'intérieur jusqu'à une profondeur de 740 μm. La diffraction des rayons X (DRX) a été utilisée pour obtenir la distribution des contraintes résiduelles au moyen d'un diffractomètre à rayons X portable AST X-Stress 3000 avec rayonnement CrKα, λK alpha 1 = 2,2898 Å, zone irradiée de 4 mm de diamètre et considérant sin2 (ψ) méthode. Angle de diffraction (2θ) de 139° correspondant au réflexe {311} balayé avec un total de 7 inclinaisons Chi entre 45° et − 45° le long de trois rotations de 0°, 45° et 90° avec une taille de pas constante de 0,028° ont été considerés. Les mesures ont été effectuées de la surface au matériau central jusqu'à une profondeur de 700 µm en considérant un chemin perpendiculaire à la direction de construction. Le polissage électrochimique (ECP) a été utilisé pour éliminer une fine couche de matériau à chaque étape en utilisant une solution d'acide acétique (94%) et d'acide perchlorique (6%) à une tension de 40 V. Les résultats de l'analyse résiduelle approfondie les mesures de contrainte ont été corrigées mathématiquement via l'approche décrite par Moore et Evans49 afin de tenir compte de la relaxation de contrainte due à l'enlèvement de matière.

Les mesures de porosité ont été effectuées par tomographie aux rayons X à l'aide d'un micro-CT Nikon XTH 225ST à une tension de 190 kV, un courant de 40 µA, une puissance passante de 25 W et un temps d'exposition de 3900 ms. Une taille de voxel isotrope de 5 µm a été utilisée pour l'acquisition de données. Le logiciel DRAGONFLY a été utilisé pour analyser les résultats de la tomographie.

Le comportement à la fatigue des échantillons tels que construits et traités a été évalué à l'aide d'un équipement d'essai de fatigue en flexion rotative d'Italsigma à une contrainte d'amplitude fixe de 110 MPa fixant une limite de faux-rond de 9 × 106 cycles pour tous les ensembles avec un rapport de contrainte de R = - 1 et vitesse de rotation d'environ 2500 tr/min. Trois échantillons ont été testés pour chaque ensemble et les durées de vie moyennes à la fatigue ont été rapportées. De plus, une évaluation par fractographie a été effectuée sur les échantillons cassés à l'aide du Zeiss EVO50 SEM.

La caractérisation microstructurale a été réalisée via différentes approches de microscopie optique (MO) et de microscopie électronique à balayage à émission de champ (FESEM) avec des analyses EBSD. La figure 2a représente les images OM des échantillons AB et AB + HT sur les deux sections du plan transversal xy et du plan longitudinal yz, qui sont respectivement perpendiculaires et parallèles à la direction de construction verticale. Dans l'échantillon AB, la microstructure inhomogène a été observée comme pertinente pour les pistes de bain de fusion orientées le long de la rotation de 67° en raison de la stratégie de balayage dans le plan xy ; les morphologies du bain de fusion ont été allongées suivant la direction de construction dans le plan yz. Les traces et les limites du bain de fusion sont devenues pour la plupart invisibles ou semi-visibles dans les plans xy et yz après homogénéisation de la microstructure dans les séries AB + HT.

(a) Images OM des échantillons AB et AB + HT dans deux sections du plan transversal xy et du plan longitudinal yz par rapport à la direction de construction de Z (b) Cartes GND obtenues à partir de l'analyse EBSD pour les échantillons AB et AB + HT en yz avion.

La figure 2b révèle les cartes de dislocation géométriquement nécessaires (GND) obtenues à partir de l'analyse EBSD pour les échantillons AB et AB + HT. La formation de petits grains équiaxes autour de la limite du bain de fusion et la croissance épitaxiale de grains colonnaires dans les bains de fusion, qui sont des phénomènes répandus dans les matériaux PBF-LB 48, ont été observées dans l'échantillon AB. Dans l'échantillon AB + HT, des grains colonnaires allongés autour de la limite semi-visible du bain de fusion ont été observés montrant un élargissement des grains après HT50.

De plus, les cartes GND des échantillons AB et AB + HT indiquent des valeurs localisées maximales de 5,8 × 1014 m−2 et 3,2 × 1014 m−2, respectivement, démontrant que la libération des densités de dislocation après l'application de HT a permis d'obtenir une microstructure plus uniforme. Notre étude précédente sur les propriétés de traction des échantillons PBF-LB AlSi10Mg tels que construits et traités thermiquement a montré que l'allongement pouvait être fortement augmenté jusqu'à 13% après T6 HT par rapport à 2,5% d'allongement pour l'état tel que construit. Dans le même temps, HT a réduit la résistance à la traction à 201 ± 6 MPa contre 273 ± 3 MPa en état tel que construit30. La principale source de déformation dans les échantillons peut être considérée comme le mouvement et l'accumulation de dislocations. Dans les matériaux PBF-LB, la présence de gros grains allongés est remarquable en raison du gradient thermique élevé et des cycles de refroidissement rapides auxquels le matériau est exposé. Lors de la formation et de la solidification des bains de fusion, les dislocations sont piégées dans les régions pertinentes des GND. Avec la formation de la structure colonnaire, une forte densité de joints de grains à grand angle et de GND est observée dans les échantillons AB. Dans le même temps, différentes vitesses de refroidissement et contraintes mécaniques dans différentes directions provoquent des variations directionnelles de la densité GND dans l'échantillon. Des variations de l'intensité GND ont été signalées dans les plans horizontaux, verticaux et obliques par rapport aux directions de construction51. Si la source d'énergie utilisée lors de la production ou la température du traitement thermique appliqué après le procédé PBF-LB est élevée, cela peut favoriser la recristallisation et la formation de grains équiaxes, conduisant à une intensité plus faible des GND52.

Pour étudier les effets du traitement SP sur la microstructure des échantillons tels que construits et traités thermiquement, d'autres analyses EBSD ont été effectuées dans la zone de la racine de l'entaille des échantillons sur le plan longitudinal yz. La figure 3 révèle les cartes de distribution granulométrique dans la racine de l'entaille des échantillons AB et HT avant et après l'application du processus SP. En raison du profilage lors de la fabrication des échantillons, des grains relativement plus gros ont été allongés dans la racine de l'entaille en suivant la direction de construction dans l'échantillon AB. Ces grains colonnaires allongés étaient plus gros dans l'échantillon AB + HT (comme le montrent également les cartes GND illustrées à la Fig. 1b). D'autre part, après l'application de SP, un raffinement considérable du grain de la couche de surface a été obtenu dans la zone de la racine de l'entaille, en particulier pour l'échantillon AB + SP en raison de sa ductilité inférieure par rapport à l'échantillon AB + HT + SP. En considérant l'ensemble de la surface des cartes granulométriques, les surfaces moyennes des grains de 18,1, 13,2, 37,9 et 31,3 µm2 ont été obtenues pour les échantillons AB, AB + SP, AB + HT et AB + HT + SP, respectivement. Des cartes de joints de grains correspondant à la zone considérée pour l'analyse granulométrique sont présentées dans les Fig. 3, 4 et S1 dans le matériel supplémentaire. Dans les matériaux PBF-LB, la densité globale des joints de grains à angle faible détermine l'augmentation de la résistance avec la déformation. La formation de sous-grains au lieu de joints de grains à angle élevé a un effet significatif sur la déformation. Les cellules de dislocation ne pourraient être formées dans ces matériaux qu'en augmentant la densité des sous-grains à l'intérieur de la zone limite des grains à angle faible (Figs. 3, 4 et S1)53. Il est à noter que dans l'analyse EBSD, les régions de nanocristaux à dominante sous-grain avec une densité de dislocation élevée n'ont pas pu être entièrement distinguées en raison de l'incapacité de l'indice de motif de Kikuchi ; cela pourrait être attribué à la présence de régions nanocristallines ou amorphes54,55.

Cartes de distribution granulométrique dans la racine de l'entaille des échantillons AB et AB + HT avant et après l'application de SP dans le plan longitudinal yz.

(a) Résultats EBSD en termes d'IPF, KAM et SC sur les sections transversales (plan xy) et (b) figures de pôle inverse de texture (dans la direction z) de tous les ensembles d'échantillons.

L'orientation cristallographique en termes de figure de pôle inverse (IPF), de recristallisation, de désorientation moyenne du noyau (KAM) et de contour de déformation (SC) a été évaluée à l'aide de données EBSD pour une étude plus approfondie de la couche de surface déformée plastiquement sur les sections transversales (plan xy) . La figure 4a illustre les résultats des analyses EBSD en termes d'IPF, KAM et SC. Les cartes IPF révèlent la domination de l'orientation (001) lorsque les grains du PBF-LB AlSi10Mg se sont solidifiés le long de la direction de construction (Z) en raison de la croissance épitaxiale des grains56,57 à la suite du transfert de chaleur directionnel dans les matériaux PBF-LB58. De plus, la formation d'irrégularités de surface telles que des éclaboussures et des poudres partiellement fondues peut être observée dans les échantillons AB et AB + HT. Les cartes KAM qui peuvent être utilisées comme indice de concentration de contrainte59,60, indiquent des valeurs plus élevées dans la couche de surface supérieure des échantillons AB + SP et AB + HT + SP, en particulier dans la zone de la racine de l'entaille par rapport aux états AB et AB + HT , respectivement (des grossissements plus élevés sont illustrés à la Fig. S2 dans le matériel supplémentaire). De plus, les cartes SC ont montré des valeurs maximales plus élevées de déformations plastiques dans les échantillons AB + SP. Des valeurs maximales de déformations plastiques localisées de 3,5, 9,2, 2,7 et 5,5 ont été obtenues pour les échantillons AB, AB + SP, AB + HT et AB + HT + SP, respectivement. La formation de grains colonnaires le long de la direction de construction dans les métaux FCC61 est signalée comme conduisant à l'évolution de la texture des fibres (001) dans l'état AM62. Les figures de pôle inverse de texture représentées sur la figure 4b confirment clairement la présence de l'orientation (001) des textures de fibres dans toutes les configurations telles que construites et post-traitées avec différentes intensités de texture, bien que certains grains présentent des directions aléatoires.

Dans le matériau PBF-LB/M, la déstabilisation et l'hétérogénéité de la structure interne sont répandues, également favorisées47 par la croissance épitaxiale des grains dans le sens de la construction. Comme rapporté également dans la littérature, HT a un rôle homogénéisant sur la microstructure, provoquant souvent la croissance des grains37. Les cartes SC fournissent une indication sur la façon dont la déformation plastique varie régionalement dans le matériau. Les traitements de surface induisent des déformations plastiques localisées dans la couche de surface, conduisant à une microstructure à gradient de la surface vers les parties internes des éprouvettes63. KAM représente la déformation plastique et la densité de dislocation à l'échelle micro. Il a été démontré que des valeurs KAM élevées indiquent des joints de grain plus faibles et des joints de grains denses et des changements de phase. Simultanément, certaines approches ont été développées pour étudier l'évolution de la contrainte résiduelle due aux cycles rapides de fusion et de refroidissement64.

La figure 5a représente des micrographies SEM liées aux morphologies de surface de la zone entaillée dans tous les ensembles d'échantillons. Une qualité de surface très médiocre avec diverses imperfections de surface peut être observée pour les échantillons AB et AB + HT. Dans les séries AB + SP et AB + HT + SP, les poudres et les éclaboussures non fondues/partiellement fondues sont en grande partie éliminées, ainsi que la formation de fossettes superposées créées par les grenailles de céramique impactantes. Cependant, dans les échantillons traités avec TF, un lissage de surface élevé et une élimination complète des défauts de surface (dans les échantillons AB + TF et AB + HT + TF) et des fossettes formées causées par SP (dans les échantillons AB + SP + TF et AB + HT + échantillons SP + TF) est obtenu.

(a) Morphologie de surface de tous les ensembles d'échantillons en tenant compte de la surface entaillée (b) rugosité de surface en termes de Ra et Rq pour tous les ensembles d'échantillons.

Les mesures de rugosité de surface sur la racine de l'entaille sont présentées à la Fig. 5b. Dans les échantillons traités avec l'état initial tel que construit, une réduction significative de la rugosité a été obtenue. La rugosité de surface en termes de Ra a été fortement réduite jusqu'à 3,1 µm dans l'échantillon AB + TF par rapport à la rugosité initiale de 4,3 µm pour l'échantillon AB montrant une réduction de 28 %. De plus, la rugosité de l'échantillon AB + SP avec Ra de 4,8 µm (démontrant une légère augmentation de la rugosité après l'application de SP par rapport à l'état AB) a été réduite de 27 % après l'application de TF jusqu'à 3,5 µm (dans l'AB + SP + TF goûter). Une tendance similaire peut être observée dans les échantillons initialement traités thermiquement montrant des valeurs de rugosité (en termes de Ra) de 4,3, 2,9, 4,9 et 3,7 µm pour AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP et AB + Échantillons HT + SP + TF, respectivement. Une réduction de rugosité légèrement supérieure a été obtenue dans les échantillons traités thermiquement (par rapport à l'état initial AB) en raison de la résistance inférieure et de la ductilité supérieure de ces ensembles. L'autre paramètre de rugosité de surface étudié (Rq) a montré une tendance similaire à celle de Ra.

Dans notre étude précédente46, l'ECP a été appliqué après HT et SP. La figure 6 montre la comparaison de l'effet de TF et ECP sur la rugosité de surface et la morphologie en tant qu'étapes finales de post-traitement combinées avec HT et SP. L'évaluation confocale a été réalisée sur la zone racinaire de l'entaille des échantillons considérés. La morphologie de surface a été fortement modifiée après SP avec l'élimination des grandes éclaboussures et des poudres partiellement fondues avec formation de fossettes se chevauchant dans l'échantillon AB + HT + SP. Grâce à l'application de TF ou ECP, les caractéristiques générées par SP ont été supprimées, ce qui a conduit à une surface beaucoup plus lisse avec une rugosité très réduite. Le grenaillage est connu pour induire des caractéristiques en forme de fossettes sur le matériau cible, la profondeur et l'extension de chaque fossette individuelle dépendent des paramètres de grenaillage, y compris la taille, la densité et la vitesse de la grenaille, tandis que la densité et le chevauchement de ces caractéristiques sont principalement affectés par le temps d'exposition. qui est quantifiée comme couverture de surface. Grâce à l'application de TF ou d'ECP, les caractéristiques, c'est-à-dire les fossettes qui se chevauchent, générées par SP ont été supprimées, ce qui a conduit à une surface beaucoup plus lisse avec une rugosité très réduite. Les échantillons AB + HT + SP + TF présentaient une surface relativement nivelée avec une rugosité de 3,1 µm (en termes de Ra). D'autre part, en raison de la formation d'une rugosité hiérarchique causée par la corrosion locale de la surface pendant l'ECP, une rugosité de 3,9 µm a été obtenue. En conséquence, les résultats révèlent que le TF a été plus efficace que l'ECP sur la réduction de la rugosité de surface dans la zone de la racine de l'entaille des échantillons PBF-LB.

Comparaison de la morphologie de surface et de la rugosité des échantillons traités thermiquement avec différents post-traitements de surface de SP, SP + TF et SP + ECP obtenus par évaluation confocale.

La figure 7a montre les données de microdureté de surface sur tous les ensembles d'échantillons démontrant des valeurs de 120, 135, 149, 155, 78, 85, 96 et 103 Hv pour AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + Échantillons HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement. En appliquant les post-traitements individuels de SP, TF et leur combinaison (SP + TF), la microdureté de surface a augmenté jusqu'à 12, 24 et 29% de plus par rapport à l'état tel que construit. Une tendance similaire a été obtenue pour les échantillons traités thermiquement en surface. Il convient de mentionner qu'en raison de la ductilité accrue et de la résistance réduite après traitement thermique, l'échantillon AB + HT avait une dureté inférieure à celle de la série AB. Les profils de microdureté de la surface à la profondeur de 740 μm pour tous les ensembles d'échantillons sont illustrés à la Fig. 7b. Tous les profils présentent une microdureté plus élevée sur la surface et une réduction progressive à travers le matériau de base.

(a) microdureté de surface, (b) profils de microdureté en profondeur (c) contraintes résiduelles de surface et (d) distributions de contraintes résiduelles en profondeur pour tous les ensembles d'échantillons.

La figure 7c montre la contrainte résiduelle de surface dans tous les ensembles d'échantillons. Des contraintes résiduelles de surface de − 11, − 30, − 65, − 86, − 30, − 35, − 36 et − 49 MPa ont été obtenues pour AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT , AB + HT + TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement. L'augmentation des contraintes résiduelles de compression de surface était beaucoup plus élevée dans l'échantillon traité avec l'état initial AB (en raison d'une ductilité plus faible) par rapport aux échantillons HT. Les traitements SP + TF, SP et TF ont montré les impacts les plus élevés sur l'induction de contraintes résiduelles de compression sur la surface des échantillons PBF-LB AlSi10Mg, respectivement. De plus, les distributions des contraintes résiduelles de la surface supérieure à la profondeur de 700 µm ont été mesurées comme indiqué sur la figure 7d. L'échantillon AB présentait principalement des contraintes résiduelles de traction, qui ont été libérées après que HT se soit transformé en contraintes légèrement compressives. Des contraintes résiduelles de compression élevées ont été induites dans tous les échantillons post-traités ; des contraintes résiduelles de compression maximales de − 36, − 164, − 197, − 41, − 88, − 103 et − 127 MPa ont été obtenues pour AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + échantillons TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement. Les résultats confirment l'efficacité de SP dans le durcissement de surface et la génération de contraintes résiduelles de compression. Il a également été constaté que TF améliore encore l'effet SP en augmentant les contraintes résiduelles de compression. Cela a indiqué qu'en plus de sa capacité à réduire significativement la rugosité de surface en raison du contact surface à surface entre les échantillons et les supports abrasifs, le traitement TF, en lui-même, peut également affecter le durcissement de surface et les contraintes résiduelles de compression.

La figure 8a présente les images micro-CT de tous les ensembles d'échantillons obtenus par tomographie aux rayons X en utilisant la couleur noire pour spécifier les pores. Les images indiquent que de minuscules pores sont répartis de manière non homogène dans les échantillons. Des porosités moyennes comprises entre 0,41 et 0,50 % ont été obtenues pour tous les ensembles d'échantillons ; plus en détail, des porosités de 0,47, 0,45, 0,41, 0,42, 0,46, 0,50, 0,42 et 0,41 ont été obtenues pour AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, Échantillons AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement.

(a) Images micro-CT de tous les ensembles d'échantillons utilisant un codage couleur pour spécifier la taille des pores. ( b ) Images OM représentatives des sections transversales des échantillons dans l'état initial tel que construit et après les post-traitements axés sur les porosités sous la surface. (c) Distribution des pores en fonction de leur diamètre équivalent.

De plus, les résultats indiquent que le traitement hybride SP + TF était plus efficace dans la fermeture des pores sous la surface par rapport aux traitements individuels SP et TF. Les profondeurs de fermeture des pores d'environ 11 ± 4, 20 ± 6, 29 ± 3, 14 ± 5, 25 ± 7 et 36 ± 3 µm ont été déterminées pour AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + Échantillons HT + TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement. Ces résultats ont été obtenus en analysant les données de tomographie, qui peuvent également être étayées par des observations OM. Par exemple, des images OM représentatives d'échantillons à l'état initial tel que construit et après des post-traitements axés sur les porosités sous la surface sont présentées sur la figure 8b. En comparant avec les données sur d'autres traitements de surface mécaniques et à base de laser, il est à noter que les traitements SP et TF et leur combinaison avaient une efficacité inférieure pour la fermeture des pores sous la surface dans PBF-LB AlSi10Mg par rapport à LSP37, SVP34 et modification de surface nanocristalline ultrasonique. (UNSM)65 avec environ 420, 200 et 180 µm de profondeur de fermeture des pores sur le même matériau, respectivement. Cela pourrait être attribué à la plus grande étendue de déformation plastique induite par ces traitements par rapport à SP et TF.

Les résultats des essais de fatigue en flexion rotative (R = - 1) en considérant un niveau d'amplitude de contrainte constant de 110 MPa pour tous les ensembles d'échantillons sont présentés à la Fig. 9a. Les résultats ont révélé que tous les post-traitements effectués amélioraient la résistance à la fatigue des échantillons à différents degrés en fonction des effets de chaque processus sur la modification de la microstructure et de la morphologie de surface, du durcissement et des contraintes résiduelles de compression. Le comportement à la fatigue a été amélioré après HT en raison de l'homogénéisation de la microstructure, de la relaxation des contraintes résiduelles de traction et de la ductilité accrue par rapport à l'état AB. D'autre part, les post-traitements individuels de SP et TF ont amélioré la résistance à la fatigue grâce au durcissement de la couche de surface, induisant des contraintes résiduelles de compression et modifiant la morphologie de la surface (réduisant également la rugosité de la surface pour le TF). Cependant, l'amélioration la plus élevée a été obtenue par le traitement hybride. Des durées de vie moyennes en fatigue de 1,26 × 104, 3,13 × 105, 2,11 × 106, 5,36 × 106, 2,47 × 104, 4,18 × 105, 2,95 × 106 et 7,12 × 106 cycles ont été obtenues pour AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP et AB + HT + SP + TF, respectivement. L'échantillon AB + HT + SP + TF présentait l'amélioration de la résistance à la fatigue la plus notable, c'est-à-dire 560 fois plus élevée par rapport à l'état tel que construit, suivi de AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + Échantillons TF, AB + TF et AB + HT avec respectivement 422, 233, 167, 32, 24 et 2 fois plus d'amélioration (voir Fig. 9b). Il est intéressant de noter que l'application de l'ECP en tant que post-traitement final sur l'échantillon AB + HT + SP + ECP (dans la même condition de charge de fatigue) dans notre étude précédente46, a conduit à une durée de vie de 5,25 × 106 cycles, ce qui est inférieure à la valeur correspondante pour l'échantillon AB + HT + SP + TF. Ceci peut être attribué au fait que l'ECP, en tant que traitement chimique, contrairement au TF, n'a pas d'effet sur le durcissement superficiel et n'induit pas de contraintes résiduelles de compression. De plus, la rugosité dans la zone de la racine de l'entaille dans les échantillons traités à l'ECP était légèrement supérieure à celle de ceux traités avec TF. Par conséquent, le traitement TF s'est avéré plus efficace dans l'amélioration du comportement à la fatigue par rapport à l'ECP une fois appliqué comme méthode de post-traitement final en combinaison avec HT et SP.

(a) Durées de vie déterminées par des essais de fatigue en flexion rotative en tenant compte d'un niveau d'amplitude de contrainte constant de 110 MPa pour tous les ensembles d'échantillons et (b) l'amélioration correspondante de la durée de vie en fatigue dans les échantillons post-traités par rapport à l'état tel que construit.

Les images SEM des surfaces de fracture sont présentées à la Fig. 9c. On peut observer que dans les échantillons AB et AB + TF, les fissures de fatigue se sont nucléées à partir de la surface tandis que dans le cas des séries AB + SP et AB + SP + TF, en raison de la présence de contraintes résiduelles de compression relativement élevées et de la modification la plus notable de la morphologie de surface, les fissures initiées à partir du sous-sol. D'autre part, dans le cas des séries traitées thermiquement, les observations ont confirmé que la rupture par fatigue a commencé à partir de multiples fissures de surface, présentant dans de nombreux cas une distribution uniforme des sites d'initiation de surface autour de la plus petite section ; il s'agit d'un schéma de rupture courant dans les pièces entaillées mettant en évidence le rôle dominant de l'entaille géométrique, par opposition au site d'amorçage local et principal de la fissure dans les séries AB et AB + TF. Cette différence pourrait être attribuée au fait qu'avec l'augmentation de la ductilité après traitement thermique, le processus de grenaillage était plus efficace pour éliminer les défauts de surface locaux et a ainsi entraîné une morphologie de surface plus régulière par rapport à la série AB. De cette façon, l'effet de l'entaille géométrique est devenu plus important et ainsi les échantillons présentaient les sites typiques d'amorçage de fissures multiples imposés par la concentration de contraintes due à la présence de l'entaille géométrique. Alors que pour AB + SP et AB + SP + TF, malgré une rugosité de surface similaire à celle de leurs homologues traités thermiquement respectifs, les contraintes résiduelles de compression plus élevées et plus profondes ont masqué l'effet de l'entaille géométrique et déplacé le site d'initiation de la fissure vers les zones sous-superficielles. .

Les études réalisées sur l'évaluation de la fatigue des pièces AM entaillées révèlent que malgré le fait que la racine de l'entaille est caractérisée par une concentration de contraintes importante due à une discontinuité géométrique, les ruptures de fatigue ne se produisent pas nécessairement sur le plan de la racine de l'entaille et dans la plupart des cas, les fissures sont initiées à partir d'imperfections de surface. de face vers le bas66. Pour tenir compte de cet effet, le paramètre de hauteur relative (h/h0), qui peut être calculé comme le rapport de la distance du site d'initiation de la rupture à la racine de l'entaille (h) à la distance totale d'ouverture de l'entaille (h0) est utilisé pour décrire l'état du site de fracture. La figure 10a montre les sites de fracture dans tous les ensembles d'échantillons variant en fonction des effets de chaque post-traitement. La figure 10b représente l'illustration schématique de la détermination du site de fracture dans la géométrie entaillée avec une acuité d'entaille de ξ = 0,3. La figure 10c représente les valeurs obtenues de la hauteur relative des sites de fracture dans tous les ensembles d'échantillons rapportant la moyenne de 15 mesures à partir de différents emplacements pour chaque série. Les résultats indiquent que le site de fracture, qui était initialement situé beaucoup plus haut que la racine de l'entaille (sur la face vers le bas) pour la série AB, a été déplacé plus près de la racine de l'entaille après l'application de post-traitements de HT, SP, TF et leurs combinaisons. Le plan de fracture des échantillons AB + HT + SP + TF correspondait presque au plan de racine de l'entaille. Le plan de fracture des échantillons AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + TF, AB + TF et AB + HT avait la distance la plus faible avec la racine de l'entaille, respectivement. Compte tenu des effets des traitements individuels, SP a eu l'effet le plus élevé sur le déplacement du site de fracture plus près de la racine de l'entaille, suivi des processus TF et HT.

(a) Emplacements des sites de fracture dans les échantillons (b) l'illustration schématique de la détermination du site de fracture dans la géométrie entaillée avec une acuité d'entaille de ξ = 0,3 (c) hauteur relative des sites de fracture pour tous les ensembles d'échantillons rapportant la moyenne de 15 mesures par série.

Dans cette étude, l'application de la finition au tonneau comme post-traitement mécanique final a été étudiée individuellement et en combinaison avec un traitement thermique et un grenaillage, pour traiter les effets néfastes des imperfections internes et de surface sur le comportement à la fatigue du PBF-LB AlSi10Mg à encoche en V. échantillons. Les échantillons ont été caractérisés en termes de microstructure, de morphologie et de rugosité de surface, de microdureté, de contraintes résiduelles, de porosité et de comportement de fatigue en flexion rotative. Sur la base des résultats obtenus, on peut conclure que :

Le grenaillage peut affiner fortement les grains allongés de la racine de l'entaille, ce qui entraîne également un raffinement du grain de la couche de surface et une microdureté de surface accrue d'environ 24 % par rapport à l'état tel que construit.

La finition au tambour peut réduire considérablement la rugosité de surface des échantillons à l'état brut et grenaillé en éliminant efficacement les irrégularités de surface et les fossettes qui se chevauchent créées par l'impact multiple à haute énergie des coups.

La finition au tambour a augmenté la dureté grâce à l'écrouissage jusqu'à 12 et 9% pour les séries telles que construites et traitées thermiquement, respectivement. Il a également introduit des contraintes résiduelles de compression en raison du contact continu de surface à surface entre les échantillons et le support céramique abrasif.

Le grenaillage est le principal contributeur à la génération de contraintes résiduelles de compression dans la couche de surface. Cependant, la finition au tonneau appliquée après le grenaillage est capable d'améliorer le champ de contraintes résiduelles. En revanche, l'application d'un traitement thermique avant le grenaillage et la finition au pouce a conduit à une diminution des contraintes résiduelles finales.

Les analyses de porosité ont révélé que le grenaillage et la finition au tonneau avaient une efficacité mineure pour la fermeture des pores sous la surface.

La finition par culbutage à elle seule a amélioré la résistance à la fatigue jusqu'à 24 fois plus élevée par rapport à la configuration telle que construite. Alors que le traitement hybride de traitement thermique + pipi + finition par culbutage avait la plus grande efficacité pour l'amélioration de la résistance à la fatigue avec une résistance à la fatigue 560 fois plus élevée par rapport à l'état tel que construit.

La comparaison de la finition au tambour et du polissage électrochimique en tant qu'étapes finales des post-traitements hybrides de traitement thermique + grenaillage a révélé que la finition au tambour était plus efficace pour la réduction de la rugosité de surface et le durcissement de la couche de surface.

Enfin, on peut conclure que le principal effet de la finition au tonneau est d'améliorer fortement la morphologie et de réduire la rugosité du PBF-LB ; en même temps, il contribue à la génération de contraintes résiduelles de compression et augmente la dureté de la couche superficielle du matériau, ce qui se traduit par une durée de vie en fatigue remarquablement améliorée. Ainsi, il peut être considéré comme un candidat approprié à combiner avec d'autres traitements de surface comme traitement final de post-traitement des pièces PBF-LB.

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

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Département de génie mécanique, Politecnico di Milano, Milan, Italie

Erfan Maleki, Sarah Bagherifard, Manoj Revuru & Mario Guagliano

Département de génie mécanique, Université de Karabuk, Karabuk, Turquie

Okan Unal

Peen Service Srl, Bologne, Italie

Michel Bandini

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EM, SB, MB et MG ont conceptualisé l'étude et défini la méthodologie. EM, OU et MR ont réalisé les expériences. EM et SB ont rédigé le manuscrit du texte principal. EM a préparé les graphiques. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance avec Sara Bagherifard.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Maleki, E., Bagherifard, S., Unal, O. et al. L'efficacité de la finition au tambour en tant que post-traitement final pour l'amélioration de la fatigue de la fusion sur lit de poudre laser encoché AlSi10Mg. Sci Rep 13, 4602 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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Reçu : 21 septembre 2022

Accepté : 27 février 2023

Publié: 21 mars 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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