Matériaux composites à matrice céramique et à renfort par fibres

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TECHNIQUES DE L’INGÉNIEUR
L’expertise technique et scientifique de référence
Techniques
de l'Ingénieur
n4803
p2645
Spectrométrie
de masse
- Principe
Matériaux
composites
à matrice
céramique
et à renfort par fibres longues
et appareillage
10/11/2014
Date de publication : 12/09/2014
Par :
Gérald CAMUS
Guy
BOUCHOUX
Chercheur
CNRS, Laboratoire des composites thermostructuraux (LCTS), Pessac, France
Professeur à l’université Paris XI (Orsay), École Polytechnique, DCMR, Palaiseau
Christophe LORRETTE
Ingénieur
de recherche CEA/DEN, LCTS, Pessac, France
Michel
SABLIER
Chargé
de recherches au CNRS, École Polytechnique, DCMR, Palaiseau
René PAILLER
Ingénieur de recherche CNRS, LCTS, Pessac, France
Guy BOUCHOUX
Professeur
à l’université Paris XI (Orsay), École Polytechnique, DCMR, Palaiseau
Francis REBILLAT
Professeur université de Bordeaux, LCTS, Pessac, France
Michel
SABLIER
Bernard REIGNIER
Chargé de recherches au CNRS, École Polytechnique, DCMR, Palaiseau
Ingénieur de recherche Herakles groupe SAFRAN, LCTS, Pessac, France
Francis TEYSSANDIER
Chercheur CNRS, LCTS, Pessac, France
Cet article fait partie de la base documentaire :
Mesures - Analyses
Céramiques
Dans le pack : Bois,
Mesures
- Analyses
verre,
céramique et textile
Matériaux
et dans l’univers : Technolgies de l’information
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01/12/2014
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Matériaux composites à matrice
céramique et à renfort par fibres
longues
par
Gérald CAMUS
Chercheur CNRS, Laboratoire des composites thermostructuraux (LCTS), Pessac, France
Christophe LORRETTE
Ingénieur de recherche CEA/DEN, LCTS, Pessac, France
René PAILLER
Francis REBILLAT
Bernard REIGNIER
et
Francis TEYSSANDIER
1.
1.1
1.2
1.3
1.4
Présentation des composites céramiques à fibres longues .....
Fibres : nature et méthodes de fabrication.............................................
Armures .....................................................................................................
Matrice : nature et méthodes de fabrication ..........................................
Interphases fibre/matrice .........................................................................
2.
2.1
2.2
2.3
2.4
Comportement des CMC.....................................................................
Mécanique .................................................................................................
Oxydation ..................................................................................................
Thermique .................................................................................................
Irradiation neutronique ............................................................................
—
—
—
—
—
8
8
14
15
20
3.
3.1
3.2
Protections contre les dégradations en conditions d’usage ....
Inhibiteurs d’oxydation ............................................................................
Revêtements externes ..............................................................................
—
—
—
20
20
21
4.
4.1
4.2
Applications............................................................................................
Nucléaire....................................................................................................
Aéronautique et spatial ............................................................................
—
—
—
21
21
23
5.
Conclusion ..............................................................................................
—
24
Pour en savoir plus .........................................................................................
N 4 803 - 3
—
3
—
5
—
5
—
7
Doc. N 4 803
es matériaux céramiques sont durs mais fragiles. De très nombreux
travaux ont été consacrés à l’amélioration de la ténacité des céramiques
notamment en dispersant dans la céramique des particules ou des fibres
courtes afin de dévier les fissures ou de les fractionner. Il est également possible de réaliser des matériaux céramiques tenaces en fabriquant des
matériaux composites à matrice céramique (CMC) et à fibres longues. Le
renfort constitué par ces fibres assure les propriétés mécaniques du matériau
et la matrice céramique les protège de l’environnement. Les différents CMC
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N 4 803 – 1
MATÉRIAUX COMPOSITES À MATRICE CÉRAMIQUE ET À RENFORT PAR FIBRES LONGUES ________________________________________________________
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sont désignés sous la forme de deux intitulés séparés par une barre oblique
(C/C, C/SiC, SiC/SiC...) le premier désignant le matériau de la fibre/le second
celui de la matrice. Lorsque la matrice comporte des phases supplémentaires,
c’est le composant principal de la matrice qui est mentionné.
Ces composites, qui sont utilisés majoritairement dans des applications en
conditions extrêmes, sont dits « thermostructuraux », c’est-à-dire qu’ils
peuvent être utilisés à haute température comme matériau de structure et
doivent donc conserver leurs propriétés mécaniques en conditions de fonctionnement. Leurs domaines d’application sont actuellement essentiellement
l’aéronautique, l’espace et le nucléaire. Suivant les applications, ils sont
soumis à des températures de fonctionnement allant de 400 à plus de 2 000 oC
dans des atmosphères oxydantes (air, gaz de combustion de réacteur...). Ils
peuvent subir des contraintes allant de simples vibrations à des contraintes
multiaxiales. Enfin, dans le domaine du nucléaire, ils peuvent être soumis à
des irradiations. Les fibres qui sont essentiellement des fibres de carbone, de
carbure de silicium ou d’oxydes (alumine, basalte, mullite) supportent l’essentiel de la charge appliquée. Ainsi, elles doivent avoir une résistance à la rupture
et un module élastique les plus élevés possibles, associés à une bonne résistance à la fatigue et une faible densité (pour les applications aéronautiques et
spatiales). Selon le type d’utilisation, elles doivent également présenter une
bonne résistance à l’oxydation, au fluage et à la fissuration sous critique (propagation d’une fissure, le plus souvent par corrosion, pour des facteurs
d’intensité de contraintes appliquées inférieures aux contraintes macroscopiques qui déclenchent l’endommagement), une conductivité thermique élevée
et être compatibles avec l’interphase ou la matrice, lors de l’élaboration ou de
l’utilisation. Elles peuvent être tissées, tressées ou assemblées sous forme de
produits semi-finis (feutres, nappes unidirectionnelles...), ce qui constitue une
préforme de la pièce finale. Cette préforme est densifiée par une matrice en
céramique qui rend la pièce dense et protège les fibres contre les agressions
de l’environnement. Contrairement aux composites habituels (composites à
matrice organique ou métallique CMO ou CMM), dans les CMC le module
d’élasticité de la matrice est supérieur ou égal à celui de la fibre et la déformation à rupture de la matrice est inférieure à la déformation à rupture de la fibre.
Les matériaux céramiques sont cependant fragiles et un troisième
composant est introduit dans ces composites afin de les « défragiliser ». Il
s’agit d’une interphase aisément clivable de faible épaisseur, comprise entre la
fibre et la matrice. Le rôle et la conception de cette interphase seront détaillés
plus loin dans l’article. Mentionnons seulement dans cette introduction qu’elle
doit conférer une liaison fibre/matrice suffisamment élevée pour transférer correctement vers le renfort fibreux la charge appliquée à la pièce, mais
suffisamment faible pour empêcher les fissures générées dans la matrice de se
propager au renfort et de rompre les fibres. Elle joue donc le rôle de « fusible »
mécanique, mais peut, suivant la nature de ces phases, également jouer le rôle
de protection des fibres contre l’oxydation. Cette interphase confère au
composite son caractère tenace et « endommageable » qui prévient sa rupture
catastrophique. L’objet de cet article est de présenter ces matériaux dont les
applications sont encore réservées à des utilisations très spécifiques. Il s’agit
en particulier de présenter l’état de l’art de leur élaboration et de la
compréhension de leur comportement mécanique, thermique et sous oxydation. Quelques exemples d’application seront présentés en dernière partie de
cet article.
N 4 803 − 2
_________________________________________________________ MATÉRIAUX COMPOSITES À MATRICE CÉRAMIQUE ET À RENFORT PAR FIBRES LONGUES
1. Présentation des
composites céramiques
à fibres longues
Les CMC sont présentés en détaillant successivement leurs
différents composants : les fibres et leur mise en forme (armure),
la matrice et les interphases.
1.1 Fibres : nature et méthodes
de fabrication
Toutes les fibres utilisées dans les CMC appartiennent à la
famille des fibres inorganiques minérales. Au sein de cette famille,
on peut distinguer trois types principaux de fibres :
– les fibres de carbone ;
– les fibres en carbure de silicium ;
– les fibres oxydes, principalement, alumine, basalte et mullite.
Le choix des fibres constituant la préforme est dicté par diverses
considérations telles que la tenue en température, le module
élastique, le coefficient de dilatation, la résistance à l’oxydation et
au fluage, mais également le coût. Les conditions d’élaboration et
les propriétés des fibres céramiques utilisées pour réaliser les préformes fibreuses de matériaux composites à matrice céramique
sont décrites par famille de fibres dans les paragraphes suivants.
1.1.1 Fibres de carbone
Les fibres de carbone représentent l’essentiel des fibres utilisées
pour renforcer des composites à matrice céramique. Cela est dû,
d’une part, à leur coût modéré associé à une densité faible, mais
aussi à des propriétés mécaniques et thermiques modulables dans
de larges proportions. La variété de ces propriétés résulte de la
diversité des précurseurs qui peuvent les générer, ainsi que des
traitements thermiques et mécaniques que la fibre subit (figure 1).
Les fibres de carbone sont élaborées majoritairement par pyrolyse d’un précurseur organique qui est filé puis réticulé afin de stabiliser la géométrie cylindrique des fibres. Trois types principaux
de précurseurs sont utilisés pour obtenir des fibres de carbone : la
rayonne (cellulose reconstituée), le polyacrylonitrile (PAN) et les
brais de houille, de pétrole ou synthétiques.
700
Fibres très haut
module
400
Fibres
haut module
Fibres très haute
résistance
Fibres
haute
résistance
300
200
Fibres bas
module
100
ε=
2%
0
0
1 000
Les fibres sont constituées d’empilements de plans graphitiques
dont la taille, les désorientations entre plans, la distance interplans
(d002) et l’orientation par rapport à l’axe de la fibre sont les principaux paramètres responsables de leurs propriétés. Ainsi, elles
peuvent avoir des modules élastiques de quelques dizaines de GPa
à plus de 1 000 GPa, des contraintes à rupture d’un millier de MPa
à une dizaine de milliers de MPa et des conductivités thermiques
de quelques unités à plusieurs centaines de W · m–1 · K–1
(§ 2.3.2.1).
1.1.2 Fibres à base de carbure de silicium
Elles ont été inventées dans les années 1970 simultanément par
des chercheurs allemands [1] et des chercheurs japonais [2].
Seules les recherches japonaises ont abouti à une commercialisation sous la marque Nicalon (Nippon Carbon).
Les améliorations de ces fibres correspondent à trois générations successives :
– les fibres de première génération sont composées d’une phase
amorphe Si-C-O au sein de laquelle sont présents des nanograins
de SiC ;
– les fibres de deuxième génération se distinguent des
premières par un faible taux d’oxygène et sont essentiellement
constituées de nanograins de SiC et de carbone graphitique ;
– les fibres de troisième génération ont une composition proche
de celle du carbure de silicium pur.
Globalement leur module élastique et leur stabilité thermique
augmentent quand leur teneur en oxygène diminue (tableau 1).
%
500
ε = 0,2
Module de Young (GPa)
600
La mise en œuvre de ces différentes fibres comporte :
– une étape de filage qui peut être réalisée par voie liquide ou
par voie sèche selon le précurseur choisi ;
– une étape de stabilisation (en général une déshydrogénation-oxydation à l’air vers 200 à 300 oC) destinée à rendre le précurseur infusible ;
– une étape de pyrolyse à moyenne température (900 à 1 100 oC)
sous atmosphère inerte pour éliminer l’essentiel des espèces volatiles. À ce stade, la fibre est mal organisée, plus ou moins poreuse
et peut, suivant le type de précurseur utilisé, être « graphitable ».
Son module élastique et sa densité sont faibles : respectivement
de 50 à 220 GPa et de 1,4 à 1,8 ;
– une étape éventuelle de graphitisation, selon le caractère
« graphitable » de la fibre. Elle est obtenue à la suite de l’étape
précédente à très haute température (jusqu’à 3 000 oC), sous
atmosphère inerte et dans certains cas sous tension afin de favoriser la transformation du coke en graphite et d’aligner les plans
graphitiques parallèlement à l’axe de la fibre. Ce traitement induit
une augmentation notable du module élastique et de la densité. En
revanche, la contrainte à rupture qui est maximale autour de
1 500 oC décroît au-delà de cette température.
2 000
3 000
4 000
5 000
Contrainte à rupture (MPa)
6 000
Figure 1 – Classement des diverses fibres de carbone : les droites
qui limitent le domaine de ces fibres correspondent
aux déformations à rupture minimales (0,2 %) et maximales (2 %)
Ces fibres sont préparées selon un processus s’apparentant à
celui mis en œuvre pour les fibres de carbone :
– filage aux alentours de 300 oC d’un précurseur organosilicié à
l’état fondu, afin d’obtenir une fibre de l’ordre de 20 à 30 µm de
diamètre après étirage ;
– stabilisation de cette fibre organique par réticulation en température sous air (formation de ponts Si-O-Si) ou par bombardement
électronique sous atmosphère neutre (formation de ponts Si-C-Si)
rendant le précurseur infusible ;
– pyrolyse sous vide ou sous argon à une température qui
dépend du taux d’oxygène engagé dans la fibre organique
réticulée.
Les fibres Nicalon, Hi-Nicalon et Hi-Nicalon S commercialisées
par Nippon Carbon sont obtenues à partir du même précurseur : le
polycarbosilane.
N 4 803 – 3
Tableau 1 – Caractéristiques des principales fibres utilisées dans les CMC
Producteur de fibre
Composition
massique
Diamètre
(µm)
Densité
Contrainte à rupture
(MPa)
Module élastique
(GPa)
Toray Industries
Torayca T300
90 %C, 9 %N,
1 %H
7
1,76
3 530
230
Toray Industries
Torayca M60J
99 %C
5
1,94
3 920
588
Nippon Graphite
Fiber Co XN05
–
10
1,65
1 250
50
Nippon Carbon
Nicalon NL 202
56 %Si, 13 %O,
29 %C
15
2,55
3 000
200
Nippon Carbon
Hi-Nicalon
63 %Si, 0,8 %O,
37 %C
14
2,74
2 800
270
Ube Industrie
Tyranno SA3
49 %Si, 51 %C
8
3,1
2 700
387
COI Ceramics
Sylramic
96 %SiC, 3 %TiB2 ,
1 %B4C, 0,3 %O
10
> 2,95
> 2 700
> 310
3M
Nextel 650
89 %Al2O3 ,
10 %ZrO2 , 1 %Y2O3
11,2
3,9
2 300
370
3M
Nextel 720
85 %Al2O3 ,
15 %SiO2
12,5
3,4
2 100
260
De légères modifications du précurseur, par apport de titane, de
zirconium, d’aluminium ou de bore dans le précurseur de départ,
ont conduit aux fibres Tyranno commercialisées par UBE
Industries. De même que pour les fibres Nicalon, ces fibres ont
évolué suivant trois générations avec des taux d’oxygène variables
(~ 10 at% dans génération 1, < 2 at% dans génération 2, négligeable dans génération 3) :
– première génération : Tyranno M, E..., ZMI ;
– deuxième génération : Tyranno ZE ;
– troisième génération : Tyranno SA1-3.
En parallèle, Dow Corning puis COI Ceramics ont produit la fibre
Sylramic à partir d’une fibre de type Tyranno en introduisant en
lieu et place de l’aluminium présent dans la fibre Tyranno SA3,
une certaine quantité de bore.
Pour les fibres comportant des éléments de frittage tels que le
bore ou l’aluminium, le traitement à haute température conduit à
la carboréduction des phases métastables et au frittage des grains
de SiC avec des phases résiduelles incluant ces ajouts [3] [4].
La résistance à rupture des fibres de première génération chute
rapidement dès que la température de traitement dépasse
1 200 oC, alors que les autres fibres conservent une part élevée de
leur résistance initiale jusqu’à 1 400 à 1 500 oC (Hi-Nicalon,
Hi-Nicalon type S), voire jusqu’à 1 800 à 2 000 oC pour la Tyranno
SA3. Ces comportements très différents dépendent essentiellement du taux d’oxygène contenu dans les fibres, mais aussi de la
température finale d’élaboration. En effet, l’oxygène engagé sous
forme d’oxycarbure instable est évacué par la formation d’espèces
gazeuses CO et SiO dès 1 100 à 1 200 oC, ce qui a pour
conséquence la formation de défauts de taille d’autant plus grande
que le taux d’oxygène et la température de traitement à l’issue du
traitement sont élevés. Les paramètres permettant de faire varier
le taux d’oxygène sont la teneur en oxygène de l’atmosphère
utilisée pour l’oxydation ménagée, la température et la durée de
traitement.
Leur résistance au fluage est d’autant plus élevée que le taux
d’oxygène est faible (fluage des zones amorphes), que la taille des
grains de SiC est élevée et que la quantité de phases secondaires
est faible. C’est ainsi que les fibres Sylramic, en particulier la
Sylramic iBN ou les super Sylramic iBN et iC, ont une résistance
N 4 803 – 4
au fluage nettement améliorée par des traitements thermiques
sous différentes atmosphères.
1.1.3 Fibres oxydes à haute teneur en alumine
L’emploi de ces fibres en tant que renfort dans les composites à
matrice céramique a été longtemps limité en raison de leur faible
stabilité en température, leur faible tenue au fluage et leur
sensibilité aux impuretés qui génèrent une cristallisation locale
responsable de la chute de leurs caractéristiques mécaniques,
même à assez basse température.
Elles sont obtenues à partir d’un précurseur constitué le plus
souvent d’une solution aqueuse, d’un sel basique d’aluminium
associé à des particules d’alumine submicroniques et/ou à un
polymère organique de masse moléculaire élevée permettant
d’ajuster la viscosité du mélange à une valeur (~ 1 000 poises à
30 oC) compatible avec une opération de filage. La fibre crue obtenue est traitée en température sous air pour donner une fibre en
corindon ou un mélange de phases dont les compositions
dépendent de la nature et de la quantité des ajouts (SiO2 , B2O3)
(tableau 1). Dû à leur mode d’élaboration, ces fibres ont un coût
moindre que les fibres à base de carbure de silicium ; cependant
leur densité plus élevée limite un peu cet avantage pour des applications aéronautiques et spatiales.
La plupart des fibres oxydes polycristallines présentent un diamètre moyen d’une dizaine de micromètres, une densité de l’ordre
de 3 à 3,9 et un module élastique variant de 200 à 390 GPa lorsque
l’on passe d’une fibre riche en silice à une fibre d’alumine pure.
Les fibres de dernière génération (Nextel 650 et 720
commercialisées par 3M) présentent toutes des contraintes à rupture de l’ordre de 2 000 à 3 000 MPa et conservent ces propriétés
jusqu’à 1 000 à 1 100 oC. Cependant, ces fibres ont des caractéristiques mécaniques et en particulier de résistance au fluage qui
chutent énormément au-delà de 1 100 à 1 200 oC, ce qui en limite
fortement l’emploi à haute température. Ces fibres étant des
oxydes, elles sont potentiellement intéressantes pour des applications à moyenne température sous air ou à haute température,
mais sous faible contrainte.
1.2 Armures
1.3.1 Dépôt chimique à partir d’une phase
gazeuse
Une armure est le mode d’entrecroisement des fils de chaîne et
des fils de trame dans le tissage des textiles. Avant d’être utilisées
au sein d’un composite, les fibres longues sont assemblées le plus
souvent sous forme de fils comportant de quelques centaines à
plusieurs milliers de filaments unitaires revêtus d’une matrice
organique fugitive, nommée « ensimage » (agent de liaison assurant la cohésion des filaments entre eux et évitant la formation de
charges électrostatiques). Le fil peut également être guipé (enroulement hélicoïdal autour du fil en céramique par un fil de nature
différente généralement en PVA) pour le protéger essentiellement
contre l’abrasion et rendre plus aisées les manipulations de
tissage, bobinage, drapage.
Ces fils peuvent être assemblés sous forme :
– de semi-produits : feutres, nappes unidirectionnelles, rubans,
tresses, tissus 2D (satin, taffetas, sergé, toile....) ;
– de préformes 2D, 3D, 4D : les textures 4D (renfort orienté suivant les diagonales d’un cube) sont obtenues par le positionnement dans un gabarit de baguettes de fibres de carbone
extrudées. D’un coût très élevé, elles ne sont utilisées que pour
des applications très particulières.
Pour conférer à ces assemblages la forme finale de la pièce,
l’ensemble est maintenu par divers outils qui permettent, par serrage plus ou moins fort, de contrôler la fraction volumique de
fibres dans le composite final et donc la porosité initiale. L’imprégnation de cet assemblage par des résines organiques ou organométalliques produit, après une première pyrolyse, une préforme
mécaniquement manipulable et usinable, permettant de retirer les
outils. Une autre manière de consolider la préforme est de l’infiltrer à partir d’une phase gazeuse (CVI voir ci-dessous) lors d’une
première étape de densification pendant laquelle elle est maintenue dans des outils spécifiques.
Les techniques d’enroulement filamentaire propres aux
composites organiques ont également été appliquées aux CMC en
utilisant des fils ou des rubans afin d’obtenir des préformes
fibreuses permettant de fabriquer des pièces variées présentant
une symétrie de révolution : tubes, réservoirs, cylindres, cônes...
La cohésion interstrate, qui est très faible dans les composites
issus de simples empilements de strates ou de tissus, a été accrue
par l’emploi d’une méthode d’aiguilletage. Elle consiste à lier entre
elles les couches de fibres (rubans, nappes, tissus) en transférant,
dans la direction perpendiculaire aux strates, des fibres d’une
couche supérieure vers les couches inférieures. Ce transfert est
obtenu grâce à une aiguille munie d’un petit harpon. L’étape
d’aiguilletage est répétée à chaque couche, ce qui confère une
excellente homogénéité à la préforme. Cette technique a été développée sur des nappes ou des tissus de fibres de polyacrylonitrile
préoxydées, puis transférée sur des tissus de fibres de carbone.
Cette technique fournit une préforme manipulable sans utilisation
de liant organique ou de consolidation CVI.
Le dépôt chimique à partir d’une phase vapeur (DCPV) ou CVD
(Chemical Vapor Deposition ) est un processus physico-chimique
par lequel une phase solide se forme au contact d’un substrat
porté à haute température par réaction chimique à partir d’une ou
plusieurs espèces gazeuses. L’infiltration chimique à partir d’une
phase vapeur (ICPV) ou CVI (Chemical Vapor Infiltration ) est une
variante du procédé CVD. Elle permet de densifier un substrat
poreux, ou une préforme dans le cas des CMC, par la croissance in
situ d’un solide issu des précurseurs gazeux, par réaction chimique
hétérogène. L’objectif du procédé est de remplir au maximum la
porosité de la préforme : les pores intrafils (entre les filaments
constituant le fil), ainsi que les pores interfils, en limitant au maximum les gradients de dépôt entre le cœur et la surface du
composite. Le taux de porosité résiduel est de l’ordre de 15 à 20 %.
Pour cela, il convient de favoriser le dépôt au cœur de la préforme
aux dépens de celui de surface, afin de retarder la fermeture prématurée des pores de surface qui alimentent en espèces gazeuses
l’intérieur de la préforme. À cette fin, la réactivité de la phase
gazeuse est diminuée en réduisant la température et la pression
totale.
À titre d’exemple, le carbure de silicium peut être élaboré à partir d’une phase gazeuse constituée de tétraméthylsilane (TMS) ou
de méthyltrichlorosilane (MTS) + dihydrogène. Le silicium et le carbone peuvent également, dans ce cas, être apportés séparément
sous la forme d’un vecteur gazeux de silicium (SiH4 ou SiCl4) et de
carbone (hydrocarbure).
1.3.1.1 CVI isotherme-isobare (ICVI)
Dans ce procédé, le réacteur le plus souvent à parois chaudes
(figure 2) fonctionne à température et à pression totale fixées. La
densification conduit, selon le type de préforme, à une porosité
résiduelle de l’ordre de 10 à 15 % et à un léger gradient de densité
entre le cœur et la surface du composite, la densité maximale
étant obtenue en surface. Dans le procédé industriel, il est parfois
nécessaire d’arrêter la densification et de procéder à l’usinage des
pièces afin de rouvrir l’accès des pores aux espèces réactives
avant une nouvelle étape d’infiltration. Les matrices de carbone ou
de carbure de silicium sont obtenues industriellement par ce
procédé.
Mélangeur
Une autre façon d’obtenir des préformes manipulables est de
réaliser des textures 3D par des métiers à tisser tridimensionnels
ou des machines à tricoter.
Suscepteur
Bobine inductrice
1.3 Matrice : nature et méthodes
de fabrication
La matrice en céramique peut être constituée d’une seule phase
homogène ou inclure différentes phases afin de lui conférer des
propriétés spécifiques. C’est en particulier le cas des matrices
autocicatrisantes (§ 2.2.2) qui incluent des composés du bore. Le
procédé historique d’élaboration de la matrice est l’infiltration par
voie gazeuse. Les phases ainsi déposées sont d’excellentes qualités et présentent les meilleures propriétés, cependant le procédé
est long et coûteux et plusieurs autres voies d’élaboration sont
actuellement mises en œuvre.
Débitmètres massiques
Sonde de pression
Figure 2 – Exemple de réacteur d’ICVI pour la réalisation
de composites à matrice SiC ou pyrocarbone
(chauffage de la pièce par rayonnement d’un tube suscepteur
en carbone lui-même chauffé par induction électromagnétique)
N 4 803 – 5
L’ICVI est une technique versatile de mise en œuvre relativement
simple. La longue durée du processus d’infiltration est compensée
par la possibilité de mettre une très grande quantité de pièces de
tailles et/ou de formes variées au sein d’un même réacteur. Grâce
à la modification de la composition des gaz au sein du réacteur, il
est possible de faire varier la composition chimique du dépôt au
cours du temps. Il est également possible de réaliser de manière
successive au sein du même réacteur le dépôt d’une interphase
puis d’une matrice et d’un revêtement de surface protecteur.
Serpentin de condensation
Des variantes de ce procédé ont été développées afin de limiter
la durée d’infiltration et les gradients de densité et également
d’accroître le rendement des réactions.
1.3.1.2 CVI forcée (FCVI)
Dans la technique de FCVI, un gradient de pression est imposé
dans l’épaisseur de la préforme à densifier, ce qui favorise le
transport par convection forcée, alors qu’en CVI le transport des
espèces réactives se fait majoritairement par diffusion de Knudsen
dans les pores de faible dimension. Les vitesses de densification
sont alors fortement augmentées : la durée de densification qui est
de plusieurs centaines d’heures pour la CVI est dans ce cas réduite
à quelques dizaines d’heures. Cependant, l’appauvrissement de la
phase gazeuse en précurseurs lors de la traversée de la préforme
peut conduire à la formation d’un gradient de densité, voire dans
certains cas de composition. Une variante de ce procédé consiste
alors à combiner le gradient de pression avec un gradient de
température : une température modérée est appliquée sur la face
d’entrée des gaz, afin de compenser la forte concentration en
espèces réactives, et une température élevée est maintenue sur la
face où se produit l’extraction des gaz, pour compenser l’appauvrissement de la phase gazeuse. La technique de FCVI permet de
diminuer les durées d’infiltration par rapport à l’ICVI et présente un
taux de conversion élevé. En revanche, le procédé n’est applicable
qu’à une seule pièce à la fois, celle-ci devant être de forme simple
(disques, tubes...).
1.3.1.3 CVI pulsée en pression (PPCVI)
Ce procédé, fondé sur le remplacement périodique et en totalité
de la phase gazeuse dans le réacteur, a été développé dans les
années 1970 afin d’accroître la vitesse de densification. Il n’a
cependant pas permis d’obtenir une accélération substantielle de
la densification. Il permet également de modifier la nature des
dépôts obtenus successivement et d’obtenir des couches dont
l’épaisseur peut être de l’ordre de quelques nanomètres. Cette
faculté a été exploitée afin d’obtenir des interphases nanoséquencées de pyrocarbone (PyC)/SiC ou BN/SiC. Le fait de pouvoir
contrôler le temps de résidence des espèces au sein du réacteur,
ainsi que les concentrations, permet de contrôler la microstructure
des dépôts et notamment la rugosité des interphases.
1.3.1.4 CVI à gradient thermique
Afin d’améliorer le manque de flexibilité de la FCVI, un procédé
impliquant uniquement un gradient thermique au sein de la pièce
à densifier a été développé. Il est obtenu par l’utilisation d’un
chauffage par induction qui crée un gradient thermique entre le
centre de la préforme et l’extérieur de celle-ci, et conduit à une
densification des pièces en quelques dizaines d’heures. Cette
vitesse élevée de densification (10 fois plus rapide que la CVI)
résulte principalement de l’obtention de températures élevées au
centre de la préforme (1 200 oC). Cette technique permet à la fois
d’obtenir une très bonne homogénéité en densité et de contrôler la
microstructure.
1.3.1.5 Méthode de caléfaction rapide
La technique de caléfaction rapide a été également développée
pour augmenter la vitesse de dépôt dans le processus d’infiltration
par voie gazeuse [5] [6]. Dans ce procédé, la préforme est chauffée
par couplage inductif radiofréquence et immergée au sein d’un
N 4 803 – 6
Pièce
à
densifier
Bobine inductrice
Précurseur liquide
Figure 3 – Schéma d’un dispositif de caléfaction rapide
précurseur liquide qui est porté à ébullition à son contact. La
vapeur ainsi générée pénètre au sein de la préforme et fait croître
un solide par réactions chimiques hétérogènes. Les vapeurs qui
n’ont pas réagi sont condensées sur un circuit de refroidissement
disposé dans la partie supérieure du réacteur (figure 3). Les
vitesses élevées obtenues (1 000 fois supérieures à celles de la CVI
conventionnelle) s’expliquent par des flux élevés de précurseurs
dus à la pression atmosphérique utilisée, de forts phénomènes de
convection induits par la caléfaction et une température plus élevée au centre de la préforme que sur sa partie externe. On optimise de cette façon la croissance de la matrice du centre vers
l’extérieur de la préforme.
En revanche, le procédé n’est utilisable que sur une pièce à la
fois ou éventuellement sur des empilements de pièces similaires
possédant un axe de symétrie.
Ce procédé, qui a été développé pour réaliser des matrices de
carbone, est transposable à la formation de matrices céramiques.
1.3.2 Imprégnation par voie liquide : imprégnation
par un métal en fusion, par un polymère,
autres...
Trois voies liquides peuvent être distinguées :
– la mise en œuvre d’un précurseur polymérique de céramique ;
– la mise en œuvre d’un métal ou d’un métalloïde pur ou sous
forme d’alliage liquide ;
– la mise en œuvre de la solidification dirigée d’un liquide de
composition proche de celle d’un eutectique.
1.3.2.1 Imprégnation par un polymère puis pyrolyse
(Polymer Infiltration and Pyrolysis PIP )
Cette voie s’apparente aux techniques mises en œuvre dans les
composites à matrice organique (CMO). Les précurseurs utilisés
sont des brais ou des résines organiques ou organométalliques. La
technique consiste à imprégner la préforme désirée (3D, empilement de strates 1D ou de tissus) par un précurseur polymérique à
l’état fondu ou en solution dans un solvant. La préforme imprégnée
est ensuite chauffée afin de réaliser la réticulation du précurseur
(température pouvant atteindre 400 oC sous vide ou sous pression)
et/ou l’élimination du solvant. Le précurseur est enfin pyrolysé afin
de le transformer en céramique. La vitesse de chauffage
conditionne la porosité résiduelle de la céramique ainsi que l’état de
fissuration de la matrice. Le choix de l’atmosphère de pyrolyse permet, à partir d’un même précurseur, d’obtenir différentes phases.
Par exemple, à partir de polycarbosilane, on obtient, sous gaz neutre, une matrice contenant du carbure de silicium et du carbone ou
sous dihydrogène du carbure de silicium pur.
Différents précurseurs sont employés afin de fabriquer des
composites :
– C/SiC(O,N) ou SiC/SiC à partir de polycarbosilane, polysilazane,
polysiloxane ;
– C/SiBCN à partir de polyborosilazane ;
– C/BN à partir de polyborazine ou de composés plus complexes.
Compte tenu du rendement en céramique et du retrait volumique du précurseur lors de sa transformation en céramique, de
nombreux cycles d’imprégnation/réticulation/pyrolyse (typiquement 6 à 10 cycles) sont nécessaires afin d’obtenir un
composite présentant des propriétés mécaniques acceptables.
Toutes ces opérations sont des opérations longues et coûteuses et
il est possible de diminuer le nombre de cycles par l’utilisation de
précurseurs chargés de poudres, en évitant que l’augmentation de
viscosité du mélange ne limite la pénétration du polymère chargé
à cœur du matériau. Des travaux [7] ont montré qu’il est possible
d’améliorer le procédé en employant des poudres qui réagissent
soit avec l’atmosphère du réacteur, soit avec les gaz de pyrolyse,
et ainsi former des phases pouvant compenser, au moins partiellement, le retrait subi lors de la pyrolyse du précurseur.
Mentionnons également les géopolymères qui ont été introduits
dans la fabrication des matériaux composites dans les années
1970 en France [8]. Le principe repose sur l’action d’une base forte
(soude ou potasse) sur du métakaolin, afin de produire des monomères, dimères ou trimères dont la polycondensation conduit, à
basse température (40 à 60 oC), à la formation d’un solide tridimensionnel. Le rendement en céramique est élevé et la solidification s’effectue à basse température (60 à 150 oC). En outre, le
retrait, lorsque les paramètres de mise en œuvre sont optimisés,
est très faible.
L’imprégnation de la préforme par le précurseur de la matrice,
que celui-ci soit organique ou inorganique, représente une étape
clé de l’élaboration des composites. Pour obtenir les meilleurs
résultats, le précurseur doit être suffisamment fluide, bien mouiller
la préforme et avoir une viscosité compatible avec son écoulement
dans le réseau poreux. Parmi les différentes techniques de mise en
œuvre d’imprégnation, on peut distinguer :
– une technique ancienne, mettant en œuvre le drapage manuel
de préimprégnés ou de textures sèches sur un support servant de
gabarit en utilisant un rouleau afin de faire pénétrer le précurseur
au sein de la préforme ;
– la technique de la bâche à vide qui permet d’éliminer les bulles
dans le liquide et produire ainsi des densités plus élevées que le
procédé précédent ;
– l’enroulement filamentaire pour réaliser des formes axisymétriques en disposant des fils ou des rubans préimprégnés (ou
imprégnés au moment de l’enroulement) sur un mandrin de forme
appropriée ;
– le transfert d’un précurseur sous pression (RTM : Resin Transfer Molding) dans un moule contenant la préforme sèche ;
– l’infusion qui se distingue du procédé précédent par une mise
sous vide du moule contenant la préforme sèche, et son alimentation par le précurseur qui s’écoule sous vide.
1.3.2.2 Imprégnation, réactive ou non, par un métal liquide
Dans ce cas, la porosité d’une préforme fibreuse est remplie par
un métal ou un métalloïde fondu. C’est le cas de l’infiltration de
préformes carbonées ou de préformes en fibres de carbure de silicium revêtues de pyrocarbone qui peuvent être imprégnées par du
silicium liquide (ou l’un de ses alliages à base de titane ou de
zirconium par exemple), et conduire à des composites de type
Cf /PyC/SiC/Si. Cette imprégnation se produit de manière réactive
avec le carbone selon les réactions suivantes :
Si + C → SiC
ou de manière plus globale :
x M + y C → Mx Cy
En fait, dans la plupart des cas, une partie du métal (titane, zirconium ou leurs alliages...) ou du métalloïde liquide (silicium ou ses
alliages) réagit avec les éléments présents dans la préforme pour
former des composés. La présence, dans la matrice, de métal résiduel n’ayant pas réagi peut conduire à une plus grande sensibilité
au fluage du composite final. Dans ce cas, un apport de carbone
dans la préforme, avant l’imprégnation par l’alliage liquide, permet
d’abaisser le taux de métal libre résiduel au sein du composite,
tout en limitant la réactivité du liquide avec la fibre, et en accroissant la résistance du composite. Une autre méthode est l’introduction d’éléments d’alliage qui vont donner des composés définis
lorsque chacun des éléments de l’alliage réagit avec des éléments
de la préforme et/ou les charges réactives.
1.3.2.3 Solidification dirigée
Une troisième voie consiste à former in situ la fibre par solidification dirigée de deux phases en équilibre. Les céramiques oxydes
préparées par cette voie présentent le même avantage que les
céramiques obtenues par frittage. Toutefois, elles possèdent en
outre des caractéristiques mécaniques à rupture plus élevées qui
se maintiennent quasiment jusqu’à leur point de fusion, ainsi
qu’une bonne résistance au fluage. Cela est dû à l’absence de
phase vitreuse aux joints de grains.
Des composites dont la matrice est constituée d’un mélange
d’alumine et de YAG (Y3Al5O12) permettent d’augmenter la ténacité d’un facteur supérieur à 3 par rapport à l’alumine pure et présentent des résistances en flexion supérieures à 1 500 MPa jusqu’à
pratiquement 1 600 oC.
1.4 Interphases fibre/matrice
1.4.1 Définition et rôle de l’interphase
L’interphase fibre/matrice est un élément essentiel d’un CMC
qui évite que le matériau ne casse de manière catastrophique
au-delà de son domaine de comportement élastique. Elle joue
donc le rôle de « fusible » mécanique qui permet au composite
de s’endommager sans rompre. Sous sollicitations thermomécaniques, les fissures qui sont générées dans la matrice sont
déviées par l’interphase, protégeant ainsi le renfort.
Plusieurs types d’interphase ont été imaginés [9] (figure 4) :
interphases poreuses, lamellaires, multicouches et à liaison
fibre/interphase faible ou forte. Celles qui conduisent actuellement
au meilleur comportement mécanique des CMC sont celles à structure cristalline lamellaire naturelle produisant des feuillets orientés
parallèlement à l’axe des fibres. Le pyrocarbone est considéré
comme l’interphase de référence, mais d’autres matériaux comme
le nitrure de bore hexagonal ou les phases MAX (famille de
carbures ternaires de formule générale Mn+1AXn , où n = 1-3, M est
un métal, de transition, A est un élément des colonnes IIIA et IVA,
et X est le carbone et/ou l’azote) présentent ce même type de
structure lamellaire. De bons déviateurs de fissures sont également obtenus par des structures multicouches réalisées par des
dépôts séquencés (parallèles à la surface des fibres), nanostructurées ou microstructurées ((PyC-SiC)n ou (BN-SiC)n) [10]. Les
meilleurs résultats sont obtenus pour des couches faiblement liées
entre elles et des liaisons fibre/interphase fortes. L’interphase de
N 4 803 – 7
M
F
a poreuse
M
F
M
b lamellaire
F
c multicouche
Figure 4 – Différents types d’interphases
type poreuse a permis dans certains cas d’observer un
comportement mécanique non fragile, mais les composites ainsi
obtenus supportent mal la fatigue cyclique. Les épaisseurs
typiques de ces interphases sont de 50 nm à 1 ou 2 µm.
Les interphases ont également d’autres rôles : elles peuvent
absorber les contraintes d’origine thermique provenant de la différence entre les coefficients de dilatation des fibres et de la matrice,
et ainsi limiter l’endommagement matriciel après élaboration. Elles
peuvent surtout servir à protéger les fibres contre l’oxydation [11].
Le pyrocarbone est connu pour s’oxyder rapidement dès les basses
températures et n’est donc pas protecteur, alors que le nitrure de
bore hexagonal ou les phases MAX résistent mieux à l’oxydation.
1.4.2 Méthodes de fabrication
Les interphases peuvent être élaborées, soit sur le fil avant
tissage, soit directement à l’intérieur de la préforme avant densification. Le revêtement des fibres avant tissage demeure rare en
raison d’une trop grande rigidification des fibres qui deviennent
alors difficilement tissables. Les interphases sont généralement
élaborées par CVI et intégrées dans la séquence d’élaboration de
la matrice. Comme présenté au paragraphe 2.3, le procédé CVI est
suffisamment versatile pour pouvoir élaborer des interphases, soit
homogènes d’épaisseur contrôlée, soit présentant un gradient de
composition ou des séquences de couches alternées. Dans le
procédé industriel, seules les interphases homogènes sont
actuellement élaborées. D’autres procédés de revêtement
susceptibles de revêtir les fibres à l’intérieur d’une préforme sont
potentiellement utilisables. Mentionnons par exemple des travaux
de dépôt par méthode sol-gel [12].
2. Comportement des CMC
2.1 Mécanique
La conséquence principale de cette anisotropie est que l’on
observe une dépendance des propriétés thermo-mécaniques
vis-à-vis de la direction de sollicitation (c’est-à-dire de son orientation par rapport aux axes de symétrie du matériau). C’est pourquoi, quelles que soient les conditions de température et
d’environnement, un seul type d’essai ne suffit pas pour caractériser de façon pertinente le comportement mécanique d’un CMC.
Pour des essais réalisés sur éprouvettes massives, on distingue
classiquement :
– les essais effectués à température ambiante de ceux réalisés à
des températures plus élevées (c’est-à-dire 500 o C). Dans ce dernier cas, il convient également de distinguer les essais réalisés
sous atmosphères inertes de ceux réalisés sous atmosphères
oxydantes ;
– les essais effectués en conditions quasi statiques de ceux
effectués en conditions dynamiques tels que la fatigue, le choc...
2.1.1 Comportement sous sollicitations quasi
statiques à température ambiante
2.1.1.1 Traction selon les axes du renfort fibreux
■ Pour un composite 1D, la courbe théorique de l’évolution de la
contrainte en fonction de la déformation longitudinale se traduit
par la succession suivante de comportements (figure 5) :
– un premier domaine linéaire élastique ;
Contrairement aux composites à matrice métallique (CMM) pour
lesquels les fibres sont avant tout destinées à rigidifier une matrice
ductile, pour les CMC, ainsi que pour les C/C et CMO (composites
à matrice organique) à fibres longues, la matrice permet d’assurer
une tenue mécanique adéquate en flexion, cisaillement et
compression à un réseau fibreux généralement dense (et plus ou
moins enchevêtré pour les tissés). En outre, dans le cas des CMC,
une synergie supplémentaire entre les fibres et la matrice apparaît,
puisque les fibres « défragilisent » une matrice céramique initialement fragile, à condition d’introduire une interphase adéquate.
L’élaboration de CMC à partir d’une texture constituée de fils,
eux-mêmes composés de fibres (ou monofilaments), confère à ces
N 4 803 – 8
matériaux un caractère anisotrope, à la fois mécanique et thermique. La grande majorité de ces CMC possède de fait une symétrie orthotrope (c’est-à-dire trois plans de symétrie orthogonaux
entre eux), la seule exception notable produite industriellement
étant le 4D à fibres et à matrice de carbone de la société
Herakles [13], mais qui n’est pas, à proprement parler, un CMC.
– un domaine non linéaire à courbure positive plus ou moins
prononcée correspondant à l’endommagement de la matrice : il
débute à l’apparition de la fissuration matricielle et se termine
avec sa saturation (le nombre maximal de fissures est atteint dans
le matériau) ;
– un domaine pour lequel la charge est essentiellement supportée
par les fibres et qui correspond à leur déformation avant rupture.
■ Pour des composites 2D tissés, l’endommagement débute dans
la matrice localisée entre les fils, puis se propage dans la matrice
des fils transversaux et enfin dans la matrice des fils longitudinaux.
Chaque nouvelle famille de fissuration commence à prendre place
Fibres
Contrainte longitudinale en traction (MPa)
Matrice
400
Contrainte
Fissures
A
350
300
250
ite
pos
Com
re
Fib
200
Rupture
150
B
100
50
M
at
ric
e
Déformation
n
élastique
des fibres
Endommagement de
Déformation
orm
éla
lastique du la matrice
composite
0
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
Allongement longitudinal en traction (%)
Déformation
Figure 5 – Schéma du comportement type d’un CMC 1D en traction
lorsque la saturation de la famille précédente commence à être
atteinte [14].
Figure 6 – Courbes de comportement en traction de divers
composites SiC/SiC : liaison fibre/matrice forte (A), liaison
fibre/matrice faible (B)
La figure 6 présente des résultats d’essais de traction monotone
pour deux types de composites 2D tissés SiC/SiC.
métalliques. Selon la force de la liaison fibre/matrice, on peut
éventuellement observer une courbe dite « à plateau » suivie du
troisième domaine théorique, c’est-à-dire un raidissement correspondant à la reprise par les fibres de la charge appliquée.
Ces courbes contrainte-déformation présentent les deux premiers domaines mentionnés précédemment : un comportement
linéaire initial plus ou moins étendu et un comportement non
linéaire à courbure positive jusqu’à rupture, évoquant le renforcement par écrouissage du comportement plastique des alliages
Dans tous les cas, des observations micrographiques effectuées
durant les essais et/ou post-mortem mettent en évidence la présence de phénomènes d’endommagement diffus (fissures matricielles visibles sur la figure 7, accompagnées de décohésions
interfils et intrafils).
Fils (fibres C, interphase PyC, matrice SiC)
orientés parallèlement à la contrainte imposée
Fissures induites
par le chargement
Matrice SiC
Pore résiduel
Fissures présentes
à l’issue de l’élaboration
100 µm
Fils orientés perpendiculairement à la contrainte
Figure 7 – Micrographie (plan d’empilement des tissus, LCTS) montrant l’état de fissuration après rupture d’un composite 2D C/SiC sollicité en
traction
N 4 803 – 9
2.1.1.2 Essais de cisaillement et de traction hors axes
Contrainte (MPa)
Pour les CMC, de même que pour la plupart des composites à
fibres longues, l’essai de cisaillement le plus usité est l’essai dit
« Iosipescu » [16] qui fait appel à un montage et à une éprouvette
privilégiant l’effort tranchant par rapport au moment fléchissant,
figure 9a. Cet essai ne permet cependant pas d’assurer l’homogénéité des champs de contraintes et de déformations jusqu’à la rupture. En effet, des phénomènes de localisation de ces champs de
contrainte et de déformation (et donc de l’endommagement qui,
de diffus, devient localisé) conduisent à un comportement qui
s’éloigne progressivement du cisaillement pur, se traduisant sur la
courbe contrainte-déformation par un plateau, voire par une phase
adoucissante (c’est-à-dire à courbure négative). Cependant, la partie de l’essai précédant la localisation se traduit généralement par
un domaine suffisamment étendu pour en déduire un comportement mécanique principalement lié à un cisaillement homogène.
Dans cette partie homogène, les courbes contrainte-déformation
présentent également, après une première partie linéaire, un
comportement non linéaire de type élastique-endommageable
avec déformations résiduelles (figure 9b ).
300
250
Cycle 5
200
Cycle 4
Cycle 3
150
100
Cycle 2
50
Cycle 1
0
0,00
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
0,70
Déformation (%)
Figure 8 – Courbe de comportement en traction avec cycles
de décharge/recharge d’un composite 2D tissé SiC/SiC
Des observations micrographiques réalisées avant les essais
montrent que, pour certains CMC tels que les C/SiC, de l’endommagement est déjà présent après élaboration [15]. Cet endommagement initial est induit, soit par les différences entre les coefficients
d’expansion thermique des fibres et de la matrice, soit par la phase
de retrait lors d’une densification par voie liquide. Quelle qu’en soit
l’origine, cet endommagement postélaboration est :
– responsable d’un premier domaine linéaire nettement plus
restreint ;
– indicateur de la présence de contraintes résiduelles au sein du
matériau.
L’introduction de cycles de décharge/recharge en cours d’essai,
figure 8, permet de mettre en évidence les « signatures » macroscopiques de l’endommagement qui sont :
– une chute du module apparent ;
– des hystérèses rendant compte de phénomènes de
frottement ;
– des déformations résiduelles.
La présence plus ou moins marquée de ces hystérèses justifie
de qualifier le module identifié à partir de ces cycles d’apparent,
dans la mesure où il est généralement difficile, voire impossible,
de mettre en évidence une partie parfaitement linéaire sur ces
courbes (on peut par exemple, pour calculer ce module, relier par
une droite les points de début et de fin de décharge). Il est important de mentionner que, si les hystérèses des cycles sont induites
par les décohésions permettant à divers frottements de prendre
place, l’absence (ou la quasi-absence) d’hystérèse ne signifie pas
forcément l’absence de décohésions. En effet, la relaxation d’une
partie des contraintes résiduelles provoquée par l’apparition de
l’endommagement (fissuration matricielle et décohésions induites)
peut contribuer à diminuer le frettage des fibres par la matrice, ce
qui est le cas des C/SiC [15].
Pour les CMC les plus étudiés actuellement, c’est-à-dire ceux élaborés à partir de préformes fibreuses tissées 2D et 2D interliées,
les modules axiaux déduits d’essais de traction réalisés à
l’ambiante varient de 80 à 300 GPa, selon le type de fibre et les
procédés d’élaboration utilisés. Les contraintes et déformations
maximales pouvant être atteintes sont respectivement de 400 à
500 MPa et 1 à 1,5 %.
N 4 803 – 10
Les observations micrographiques effectuées durant les essais
et/ou post-mortem ont montré que les fissures générées par une
contrainte de cisaillement sont principalement orientées à ≈ 45o
des axes du renfort fibreux (figure 10) [15].
Comme pour tous les composites renforcés par des fibres
longues, les essais de traction uniaxiale effectués avec le chargement orienté différemment de la direction des axes d’orthotropie
du matériau sont représentatifs d’essais multiaxiaux comprenant,
en particulier, une composante de cisaillement qui vient s’ajouter
aux composantes de traction axiale. Cette multiplicité des sources
d’endommagement explique la disposition des courbes présentées
dans la figure 11a, avec des comportements hors axes plus
souples que suivant les axes, ce phénomène étant d’autant plus
marqué que l’angle de désaxage par rapport aux axes d’orthotropie est élevé. De même qu’en cisaillement, les fissures matricielles
suivent diverses orientations selon les types de matériau et de
texture. Ainsi, pour les mêmes 2D SiC/SiC et C/SiC que ceux testés
en cisaillement, les fissures apparaissent très désaxées par rapport
aux fibres.
2.1.1.3 Essais de compression
Les essais de compression effectués suivant les directions du
renfort fibreux lorsque celles-ci représentent les axes d’orthotropie
des composites mettent toujours en évidence un comportement
linéaire élastique [15] [17]. En général, des observations micrographiques et/ou l’acquisition d’un signal d’émission acoustique
révèlent la présence d’endommagement [17]. Toutefois, la direction préférentielle d’endommagement parallèlement à la charge
n’influence pas le module élastique longitudinal. Du fait des faibles
épaisseurs des composites généralement étudiés, la rupture intervient principalement à la suite d’un flambement. De ce fait, les
contraintes à rupture mesurées sont la plupart du temps à
considérer avec précautions.
Les essais de compression réalisés en dehors des axes du
renfort fibreux, également représentatifs d’essais multiaxiaux
comprenant, entre autres, une composante de cisaillement,
présentent de ce fait un comportement non linéaire
élastique-endommageable jusqu’à la rupture (figure 11b ). Toutefois, à angle de désaxage égal, l’écart à la linéarité est moindre
qu’en traction. Il apparaît en effet qu’une composante de
compression tend à ralentir l’endommagement de cisaillement,
voire même à refermer des fissures déjà présentes.
Ainsi, compte tenu des diverses interactions prenant place dans
le cas d’essais réalisés hors axes, tant en traction qu’en
compression, on peut en conclure que la composante de cisaillement issue d’essais de traction et/ou de compression effectués à
45o n’est en général pas représentative d’un cisaillement « pur ».
Contrainte (MPa)
300
Chargement
250
200
Partie fixe
150
Partie mobile
Échantillon
Champ
de contraintes
Talons de
positionnement
100
50
0
0
0,5
1
1,5
Déformation (%)
b
a
Figure 9 – (a) Principe de l’essai dit de cisaillement « Iosipescu », (b) courbes de comportement en cisaillement d’un composite 2D tissé SiC/SiC
Fissure présente
à l’issue de l’élaboration
Fissures induites
par le chargement
200 µm
Figure 10 – Micrographie (plan d’empilement des tissus, LCTS) montrant des fissures orientées à 45o du renfort fibreux dans le cas d’un 2D
C/SiC sollicité en traction hors axes
Les résultats d’essais de traction-compression alternées
(c’est-à-dire des essais de traction cyclée pour lesquels les
décharges sont prolongées en compression), mettent clairement
en évidence le retour de la courbe sur le point initial de
comportement en compression. L’endommagement créé en traction devient « passif », c’est-à-dire les fissures sont refermées [15]
(figure 12).
2.1.2 Comportement sous sollicitations
dynamiques à température ambiante
Les études consacrées au comportement en dynamique rapide
des CMC, c’est-à-dire à des vitesses de déformation nettement
supérieures à 1 s–1, sont assez peu nombreuses. Ce domaine
s’étend de la traction à vitesse élevée jusqu’à la fatigue dynamique. Toutefois, plus récemment, des CMC ont été soumis à des
chocs de faible énergie, à l’aide d’une tour de chute instrumentée,
endommageant les éprouvettes sans les rompre, afin de reproduire d’éventuels problèmes de maintenance sur des pièces utilisées dans l’aéronautique (figure 13) [18].
Dans le cas de chocs de faible énergie endommageant le matériau sans le rompre, il a été établi un concept de trou équivalent
qui traduit le caractère localisé de l’endommagement et permet de
représenter le comportement résiduel à la traction [18].
2.1.2.1 Sollicitations simples
Les quelques études réalisées en traction sur éprouvettes lisses
à différentes vitesses de sollicitation montrent que les CMC se
comportent classiquement en se rigidifiant progressivement avec
l’accroissement de la vitesse de traction [19].
N 4 803 – 11
Contrainte (MPa)
0
0,1
0
Contrainte (MPa)
500
0,2
0,3
0,4
0°
−100
400
45°
−200
300
20°
20°
−300
200
−400
45°
100
0°
−500
0
0
0,5
1
1,5
Déformation (%)
−600
Déformation (%)
a
b
Figure 11 – Courbes de comportement monotone en traction (a) et en compression (b) d’un 2D C/SiC pour divers angles de sollicitation
De nombreuses études ont en revanche été réalisées sur des
éprouvettes diversement entaillées et sollicitées en conditions
quasi statiques, surtout dans les années 1990 [20] [21]. Les principales conclusions sont que, contrairement aux matériaux monolithiques tels que les alliages métalliques, aucun lien ne peut
clairement être établi entre la résistance à l’entaille en conditions
quasi statiques et la résilience. Les essais sur ces éprouvettes
diversement entaillées ont surtout révélé une compétition entre la
rupture fragile et la capacité qu’a le composite à supporter la localisation de l’endommagement, c’est-à-dire à supporter le passage
d’un endommagement diffus à une macrofissuration sans que cela
n’entraîne la ruine complète d’une structure.
Contrainte (MPa)
500
400
300
2.1.2.2 Sollicitations cycliques : fatigue dynamique
200
La fatigue dynamique des CMC a été essentiellement étudiée en
traction sous contraintes minimales et maximales imposées suivant les axes du renfort fibreux, d’abord sur des unidirectionnels
puis sur des tissés 2D et des 2D interliés [22] [23]. Les évolutions
constatées lorsque le nombre de cycles augmente sont :
– une diminution du module apparent (au moins dans le cas des
1D) ;
– une augmentation des déformations résiduelles, similaire à
l’effet dit « de Rocher » des alliages métalliques ;
– une variation éventuelle de l’ouverture des cycles (c’est-à-dire
modification des hystérèses).
100
0
− 100
− 200
− 300
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
Déformation (%)
Figure 12 – Courbe de comportement en traction selon l’une
des directions du renfort fibreux avec interposition de cycles
de décharge/recharge prolongés en compression d’un composite 2D
tissé C/SiC
N 4 803 – 12
Les mécanismes proposés pour expliquer ces comportements
font intervenir une dégradation continue des diverses interfaces
par frottement/abrasion provoquant un report progressif de la
charge appliquée vers les fils et, à l’intérieur des fils, vers les fibres
qui rompent alors progressivement. Cet accroissement des décohésions interfaciales conduit également à une ouverture des
fissures qui se referment alors incomplètement lors des
décharges, ce qui se traduit par des déformations résiduelles en
augmentation progressive. Pour les composites 1D, ce même
mécanisme conduit naturellement à une baisse du module
apparent. Pour les composites tissés (2D et 2D interlié),
Côté impacté
Côté opposé
Échantillon 1
Échantillon 2
Échantillon 3
Figure 13 – Micrographies optiques montrant l’état d’endommagement d’un composite 2D interlié SiC/SiC impacté à différentes énergies croissantes (respectivement de 0,65, 1,31 et 2,53 joules). L’impact est réalisé par le biais d’une tour de chute munie d’un impacteur (Photo LCTS)
l’endommagement est plus complexe. En particulier, le réalignement des fils rendu possible par l’ouverture des interfaces
induit parfois un accroissement du module apparent en cours de
cyclage [23]. De même, du fait de compétitions entre les divers
mécanismes, les ouvertures des cycles peuvent augmenter, diminuer, voire demeurer stables. En effet, si la rupture des fibres tend
à accroître le frottement, l’érosion des interfaces et l’écartement
des lèvres des fissures qui en résulte tend à le diminuer.
Les diagrammes d’endurance, c’est-à-dire les graphes représentant l’évolution du nombre de cycles à rupture avec la contrainte
appliquée (maximale ou moyenne) dénommés « courbes S-N »,
présentent une allure classique de diminution du nombre de cycles
à rupture lorsque la contrainte maximale appliquée augmente. Ce
comportement est observé tant que cette contrainte n’excède pas
le seuil de saturation de l’endommagement matriciel. Au-delà de
ce seuil, la dispersion est nettement plus élevée, car les fibres sur
lesquelles est entièrement reporté le chargement sont alors directement sollicitées en fatigue [24].
Il a également été montré que la fréquence du cyclage n’est réellement influente que pour des valeurs très élevées, de l’ordre de
plusieurs centaines de Hz [25]. À ces valeurs, on observe une nette
diminution du nombre de cycles à rupture par rapport à des essais
effectués dans des conditions identiques, mais à des fréquences
nettement moins élevées. Cette diminution est attribuée à un
échauffement adiabatique suffisamment fort pour oxyder et donc
fragiliser les fibres.
2.1.3 Influence de la température
L’influence intrinsèque de la température, c’est-à-dire en
excluant les phénomènes diffusifs tels que l’oxydation ou l’irradiation, a essentiellement été étudiée en conditions quasi statiques
(traction et fluage) et en fatigue.
Deux effets principaux sont révélés dans tous les cas :
– la diminution des contraintes résiduelles d’origine thermique à
mesure que la température d’essai se rapproche de celle d’élaboration. Pour de nombreux composites tels que les C/SiC, la matrice
vient alors progressivement et notablement fretter la fibre, ce qui
explique le raidissement observé de l’ambiante à 1 000 oC sur les
courbes de la figure 14, représentatives d’essais de traction réalisés à diverses températures ;
N 4 803 – 13
La nature des composites varie en fonction des domaines
concernés :
– milieu haute température en environnement oxydant
(< 1 400 oC) : SiC/SiC ;
– milieu basse température en environnement oxydant
(< 1 000 oC) : oxyde/oxyde.
Contrainte (MPa)
600
1 000 °C
300
500 °C
25 °C
1 600 °C
0
— 0,2
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
Déformation (%)
— 300
Figure 14 – Courbes de comportement en traction dans les axes
du renfort fibreux pour des essais réalisés à diverses températures
(sous atmosphère inerte) sur un 2D C/SiC
– le fluage d’au moins un des constituants, fibre et/ou matrice.
Pour les composites à matrice céramique, c’est la fibre qui, en premier, adopte un comportement visqueux à haute température (à
partir de 1 100 à 1 400 oC selon le type de fibre). Cela se traduit, en
traction, par une diminution de l’écrouissage d’endommagement
(cf. la courbe de l’essai réalisé à 1 600 oC dans la figure 14), une
augmentation des déformations résiduelles, ainsi que des cycles
de décharge/recharge dont les valeurs ne coïncident plus lors de la
recharge.
En outre, l’endommagement induit par le premier chargement,
que celui-ci soit ensuite maintenu constant ou cyclé, joue un rôle
majeur dans le comportement ultérieur. Ainsi, des études
consacrées au fluage des CMC ont montré que, même à des températures inférieures à celles impliquant un comportement visqueux d’au moins un des constituants, une évolution temporelle
significative des déformations axiales peut être observée. Elle
résulte d’une propagation lente des décohésions interfaciales [26].
Les auteurs ont qualifié de fluage-endommagement ce
comportement qui provoque une large ouverture des fissures
matricielles et un progressif report des charges sur les fibres. Il
apparaît en outre que ce comportement thermoactivé l’emporte à
haute température sur le frettage fibre/matrice qui, à l’opposé,
tend à diminuer les glissements aux interfaces. Le rôle majeur joué
dès le départ par l’endommagement explique très certainement
l’absence de domaine tertiaire (c’est-à-dire pour lequel une accélération de la vitesse de déformation annonciatrice de la rupture
prend place dans le cas des alliages métalliques) dans la plupart
des courbes de fluage des CMC.
2.2 Oxydation
2.2.1 Définition des environnements et domaines
de température
L’ensemble des applications exige aujourd’hui de développer
des matériaux innovants à résistance accrue à l’oxydation/corrosion dans un très large domaine de températures (300 à 3 000 oC).
Les durées de fonctionnement (ou durée de vie) attendues sont
respectivement de 60 000 h et 30 s.
N 4 803 – 14
L’oxygène est rarement la seule espèce gazeuse responsable
de l’oxydation des CMC dans leur environnement d’utilisation.
Dans l’air, la vapeur d’eau, même en faible quantité peut jouer un
rôle significatif dans les processus d’oxydation des matériaux
céramiques.
Dans le domaine aéronautique, les températures et temps de
fonctionnement diffèrent en fonction du domaine d’application :
dans le militaire, les durées de vie sont de quelques milliers
d’heures dans un domaine de températures s’étendant de 1 000 à
1 400 oC environ (chambre de combustion). En revanche, dans le
civil, les durées de vie peuvent atteindre 60 000 h pour des températures de 400 à 800 oC. Les pressions des atmosphères environnantes sont inférieures à 1 MPa. Les compositions des mélanges
représentatifs des espèces oxydantes sont généralement caractérisées par le rapport PH2O / PO2 . Ce rapport est un facteur caractéristique de la capacité de protection des composites à matrice
séquencée (autocicatrisante). Les environnements dans les
moteurs d’avions sont considérés en conditions de combustion
riche si H2O(g) ≈ 12 à 13 % et O2 ≈ 0 % et pauvre si H2O(g) ≈ 10 à
12 % et O2 ≈ 2 à 10 % [27]. Pour être représentatif de ces
conditions, les essais de vieillissement à haute pression sont généralement réalisés pour des rapports PH2O / PO2 élevés.
Les domaines de l’aéronautique et du spatial requièrent des
matériaux de plus en plus performants en termes de résistance
aux milieux sévères. En effet, ces matériaux doivent être capables
de fonctionner en présence d’environnements gazeux de grande
vélocité, sous des pressions de l’ordre de 10 MPa (la centaine de
bars), à des températures excédant 2 000 oC. Ces environnements
peuvent inclure différentes espèces oxydantes ou corrosives en
plus de O2 et H2O par exemple CO2(g) ou HCl(g) [28]. Ainsi, même
pendant des temps de quelques minutes de fonctionnement, un
matériau comme le carbure de silicium peut se dégrader significativement en présence de ces espèces.
2.2.2 Autocicatrisation
Le concept d’autocicatrisation a été développé afin de boucher
les fissures formées à l’intérieur de la matrice céramique en cours
de fonctionnement et ainsi limiter la diffusion des espèces oxydantes vers le renfort fibreux. Les composites à matrice de carbure
de silicium (C/SiC, SiC/SiC) ont été développés dans ce but [29].
Sous atmosphère oxydante à partir de 1 000 oC, la matrice est cicatrisée par la formation de silice qui remplit les fissures par capillarité. Plus récemment, l’introduction de bore sous forme de B4C au
sein de la matrice SiC a permis d’abaisser la température de cicatrisation grâce à la formation d’oxyde de bore (B2O3) à bas point
de fusion (Tf = 450 oC) [30] [31] (figure 15). Cette réaction d’oxydation s’accompagne au minimum d’un doublement du volume des
phases condensées concernées.
L’association de céramiques à base de silicium et de bore garantit
une cicatrisation optimale dans un large domaine de températures
sous environnement oxydant. Le cicatrisant est un borosilicate
liquide visqueux appartenant au système SiO2-B2O3 [32]. L’oxyde
de bore réagit cependant avec la vapeur d’eau pour former des
espèces gazeuses qui appauvrissent la teneur en bore de la matrice
et réduisent au cours du temps sa capacité autocicatrisante. Il a été
montré que l’ajout de certains éléments, comme l’aluminium, permet d’augmenter la stabilité thermochimique des oxydes de bore
vis-à-vis de la vapeur d’eau [33] [34].
Les phases contenant le bore peuvent être soit dispersées de
manière homogène dans une matrice SiC, soit introduites par CVI
H2O (g)
O2(g)
O2(g)
H2O (g)
Verre liquide
cicatrisant (B2O3 + SiO2)
SiC
SiC
SiC
SiC
Phases solides
borées
SiC
fibre C
fibre C
Figure 15 – Principe de l’autocicatrisation des CMC dès les faibles températures par formation d’oxyde de bore liquide qui bouche
les fissures de la matrice par capillarité
nucléaires qui doit véhiculer l’énergie dégagée par la réaction de
fission vers le fluide caloporteur. Dans ce dernier exemple, des
gaines de combustible en SiC/SiC sont envisagées pour remplacer
l’alliage métallique Zircaloy actuellement utilisé. En revanche, pour
les matériaux de protection pour la rentrée atmosphérique les
structures doivent être les plus isolantes possibles.
2.3.1 Grandeurs caractéristiques et méthodes
de mesure
Deux propriétés thermophysiques sont nécessaires pour établir
des lois de comportement :
– la conductivité thermique λ qui caractérise l’aptitude du milieu
à conduire la chaleur ;
– la capacité thermique volumique ρcp qui traduit le pouvoir du
milieu à emmagasiner la chaleur.
Si ces grandeurs ne sont pas directement accessibles, d’autres
propriétés comme la diffusivité a ou l’effusivité thermique E
peuvent être mesurées :
a=
Figure 16 – Composite à matrice multicouche autoprotectrice
comportant des phases borées
sous forme d’une matrice multicouche à base de carbure de silicium qui combine des couches alternées de composés binaires et
ternaires appartenant au système Si-B-C (figure 16). Les
constituants de ces couches plus ou moins sensibles à l’oxydation
et/ou à l’humidité jouent alternativement le rôle d’apport de bore,
d’apport de silicium et de fusible mécanique [33] [35].
2.3 Thermique
La majorité des applications des CMC étant à haute température,
leurs propriétés thermiques, conductrices ou isolantes, doivent
être maîtrisées avec soin en fonction des applications. Par
exemple, dans le freinage, le matériau a un rôle de puits de
chaleur qui requiert une conductivité thermique élevée de même
que le matériau utilisé pour le gainage des combustibles
E = λρcp
Dans les matériaux composites à fibres longues, les transferts
de chaleur sont complexes en raison de leur nature hétérogène et
de leur anisotropie. L’arrangement du renfort fibreux, la diversité
des phases constitutives ou encore la présence de porosité sont
autant de facteurs qui perturbent les « chemins thermiques », et
les propriétés mesurées à l’échelle macroscopique sont qualifiées
de propriétés « effectives ». Ainsi, l’expérimentateur qui entreprend de caractériser ces matériaux à cette échelle doit identifier le
volume élémentaire représentatif (VER) de la structure étudiée.
À l’échelle macroscopique, la conductivité thermique est généralement obtenue de manière indirecte en mesurant la diffusivité
thermique par méthode flash [36]. La capacité thermique est
mesurée par calorimétrie différentielle à balayage (de la température ambiante jusqu’à 1 200 oC) et par calorimétrie à chute (jusqu’à
2 500 oC) [37] [38]. Pour des échantillons présentant un temps
caractéristique de diffusion suffisamment long, la mise au point
récente de méthodes par contact de type « sonde chauffante » fondée sur l’analyse de la réponse transitoire en température à une
λ
ρcp
N 4 803 – 15
z
Analyse de la
réponse en
température Tx(t)
Flux Φz
z
z
Flux Φy
Ty(t)
x
Flux perturbateur
y
y
x
y
Tz(t)
x
Φx
Expérience 1
Expérience 2
Expérience 3
Figure 17 – Mesure de la conductivité (ou diffusivité) : expériences à réaliser pour la caractérisation thermique d’un composite orthotrope à
trois directions principales (x,y,z)
perturbation produite par une résistance électrique, permet d’accéder directement à la conductivité thermique de composites jusqu’à
haute température [39].
L’anisotropie des composites multiplie le nombre de paramètres
à identifier dans le tenseur de conductivité. Dans un repère cartésien, ce tenseur de conductivité thermique Λ s’exprime selon :
 λx = λ//

Λ= 0

 0
0
λy = λ//
0




λz = λ⊥ 
0
0
Ces paramètres sont identifiés par l’application d’une perturbation thermique unidirectionnelle à l’échantillon, successivement
selon chacune de ses directions principales (figure 17), l’analyse
de la réponse thermique se faisant en face arrière. Le problème se
simplifie pour la grande majorité des composites équilibrés en se
réduisant au cas orthotrope à deux directions (dans le plan des
strates et dans leur épaisseur).
Il est toutefois possible d’identifier simultanément plusieurs
composantes du tenseur en utilisant des méthodes d’excitation
multidirectionnelle. Le traitement de ces méthodes tire profit pour
cela des transformations de Laplace ou de Fourrier [40] [41] ou
exploite la séparation de variables [42]. Enfin, dans le cas des
méthodes « flash », mentionnons une dernière approche fondée
sur l’utilisation d’un masque périodique placé entre l’échantillon et
le flux d’excitation. Celui-ci permet d’exacerber une fréquence spatiale du composite (définie par le masque) qui favorise les gradients locaux pour découpler les transferts selon la direction à
caractériser. On se retrouve à résoudre un problème monodimensionnel autorisant l’accès à la diffusivité dans une direction donnée. Cette méthode est principalement utilisée pour accéder à la
diffusivité thermique des CMC dans le plan [43] [44].
2.3.2 Paramètres influençant les transferts
thermiques
Isotrope
Radiale
Oignon
Panam
Figure 18 – Différentes textures transverses de fibres de carbone
lèle. Quatre familles de textures caractéristiques sont représentées
en section transverse sur la figure 18. Dans les fibres de texture
isotrope, les plans graphitiques sont répartis aléatoirement dans la
section tandis que, dans les trois autres cas, ils présentent des
orientations préférentielles : radiale, circonférentielle ou encore
bipolaire. Ces plans ont des extensions variables dans le sens longitudinal (figure 19). Ainsi, la conductivité thermique d’une fibre à
texture radiale, telle que la fibre de carbone ex-Brai P100 présentée
sur la figure 20, s’exprime sous la forme d’un tenseur à trois
composantes : radiales λf,R , circonférentielle ou orthoradiale λf,θ et
longitudinale λf,L telles que :
λf,R ≈ λf,L λf,θ
La conductivité thermique longitudinale à température ambiante
est connue pour plus d’une centaine de fibres de carbone : voir la
figure 21 pour les fibres commerciales les plus répandues. La
conductivité des fibres ex-Brai est généralement supérieure à celle
des fibres ex-PAN du fait d’un degré de graphitisation plus élevé.
Les moins conductrices sont les fibres ex-Cellulose élaborées à
plus basse température.
■ Fibres de carbure de silicium
■ Fibres de carbone
Dans le cas des fibres de carbure de silicium qui sont isotropes,
les performances thermiques sont dépendantes de la microstructure et de la pureté du matériau. Les fibres les plus conductrices
sont celles de troisième génération qui se rapprochent le plus du
monocristal.
La
conductivité
thermique
atteint
ainsi
65 W · m–1 · K–1 dans le cas de la fibre SiC Tyranno SA3, alors que
les valeurs sont à peine supérieures à l’unité pour les fibres de première génération comportant majoritairement des domaines
amorphes Si-O-C.
Dans le cas des fibres de carbone, l’étendue et l’orientation des
plans graphitiques gouvernent le transport de chaleur : la
conductivité thermique perpendiculaire aux plans est nettement
inférieure (typiquement d’un facteur 5 à 10) à la composante paral-
Le tableau 2 rassemble les propriétés thermophysiques des
principales fibres de carbure de silicium disponibles sur le marché
en fonction de leur composition et des données microstructurales.
2.3.2.1 Influence de la nature des fibres
Les fibres continues constituent au sein du composite des chemins privilégiés de conduction thermique. Cependant, pour une
même nature de renfort, les propriétés de conduction thermique
peuvent varier d’un facteur 1 à 1 000 suivant le degré de cristallinité et d’organisation de la matière.
N 4 803 – 16
a longitudinal d’une fibre
de carbone ex-PAN
b tridimensionnel d’une fibre
de carbone ex-PAN
c radial d’une fibre
de carbone ex-Brai
Figure 19 – Modèles d’organisation des plans graphitiques [45]
µm
22µm
3 µm
a ex-Brai P100
3 µm
b ex-PAN T300
c ex-Cellulose TC1
Conductivité thermique longitudinale (W · m–1 · K–1)
Figure 20 – Photographie MEB (LCTS) de sections transverses caractéristiques des fibres de carbone
1000
100
10
Ex-Cellulose
Ex-PAN
TC1
TC2
LM
HM
C6000
Grafil 34
HTA
IM7
M30
M50
M60J
Panex33
T40
T50
T300
T650/35
T1000G
E35
E55
E75
E120
E130
K1352U
K1392U
P25
P75
P100
P120
XN50A
XN85A
YSH-50A
YSH-90A
Ex-Brai
1
Figure 21 – Conductivités thermiques longitudinales de fibres de carbone à température ambiante
N 4 803 – 17
Tableau 2 – Propriétés thermiques de fibres SiC selon leur composition et microstructure
(sources : [46] [47] [48] + valeurs mesurées)
Génération
1re génération
2e génération
3e génération
Nicalon
NLM-202 (1)
Tyranno Lox
M (2)
Hi-Nicalon
(1)
Tyranno
ZE (2)
Hi-Nicalon
S (1)
Tyranno
SA3 (2)
Sylramic (3)
2,55
2,48
2,74
2,55
3,00
3,10
3,05
~ 3 nm
dans Si-O-C
amorphe
~ 2 nm
dans Si-O-C
amorphe
5 à 10 nm
dans Si-O-C
amorphe
~ 3,5 nm
dans Si-O-C
amorphe
20 nm
Rapport C/Si ........................... (% at)
Oxygène O ............................. (% at)
1,32
11,7
1,37
10,2
1,39
0,5
1,48
1,7
1,05
0,2
1,08
0,3
1,00
0,8
Hétéroéléments ..................... (% at)
–
Ti 0,7
–
Zr 1,0
–
Al 1, 4
B 4,2 / Ti
0,9 / N 0,6
Dilatation thermique ....... (10–6 K–1)
Capacité thermique ...(J · kg–1 · K–1)
Conductivité
thermique ..................(W · m–1 · K–1)
3,2(25 à 500 °C)
710
3,1
735
3,5(25 à 500 °C)
670
4(25 à 1000 °C)
710
3
1,3
8
3,8
Nom commercial
Densité
Taille de grains
100 à 150 nm 100 à 300 nm
5,1(25 à 500 °C) 4,5(25 à 1000 °C) 5,4(20 à 1 320 °C)
700
670
615 à 750
18
65
42
(1) NGS Advanced fibers Co., Ltd.
(2) UBE Industries, Ltd.
(3) Dow Corning Co.
2.3.3
Influence de la matrice et de l’armure
du composite
En raison de sa porosité résiduelle, la matrice est généralement
moins conductrice de la chaleur que les fibres. En conséquence,
les composites élaborés par voie gazeuse CVI ou liquide PIP, qui
sont plutôt poreux (10 à 15 %), présentent des conductivités thermiques plus faibles comparativement à ceux élaborés par imprégnation de silicium fondu RMI ou par frittage, qui ont des densités
élevées. Si l’utilisation de procédés hybrides peut être envisagée
pour combler cette porosité, il est également possible d’inclure
volontairement des phases conductrices pour en améliorer les
propriétés [49].
À l’échelle du composite, les propriétés macroscopiques telles
que la conductivité thermique sont donc majoritairement imposées par la nature des fibres et par leur disposition (armure). La
grande variété des assemblages possibles (§ 1.2) a une influence
sur la conductivité effective du composite selon ses directions
principales. Cette influence est illustrée dans la figure 22 qui montre que la conductivité thermique transverse du matériau évolue
avec la conductivité des fibres. Pour une même nature de fibres, la
conductivité augmente avec la dimension du tissage : un matériau
3D est en général davantage conducteur qu’un matériau 2D.
Le tableau 3 rassemble les conductivités thermiques caractéristiques de quelques familles de composites selon le procédé de
densification et le type d’armure.
Conductivité thermique transverse
(W · m–1 · K–1)
25
Tyranno SA3 – tissu 3D
λ = 65 W · m–1 · K–1 à 25 °C
20
15
Tyranno SA3 – tissu 2D
λ = 65 W · m–1 · K–1 à 25 °C
Hi-Nicalon S – tissu 2D
10
λ = 18 W · m–1 · K–1 à 25 °C
5
Hi-Nicalon – tissu 2D
λ = 8 W · m–1 · K–1 à 25 °C
0
0
200
400
600
800
1 000
Température (°C)
2.3.4 Évolution des propriétés en service
Les propriétés des matériaux varient en fonction de la température et peuvent être modifiées au cours de leur usage en fonction
de l’évolution de leur structure ou de leur composition.
Figure 22 – Variation de la conductivité thermique transverse
de composites SiC/SiC en fonction de la température
pour différentes natures de fibre et de tissage
■ Influence de la température
■ Influence de l’endommagement
La conductivité thermique des matériaux céramiques est essentiellement une conduction de réseau contrôlée par la diffusion des
phonons. Elle diminue lorsque la température et le désordre structural augmentent. La figure 22 illustre cette évolution pour des
composites SiC/SiC élaborés par voie gazeuse.
Les sollicitations imputables à la manutention des objets et aux
conditions de service peuvent engendrer, au sein des composites,
un endommagement qui affaiblit les propriétés de conduction
thermique. La figure 23 illustre le cas expérimental d’un
composite SiC/SiC de grade nucléaire soumis à un essai de
N 4 803 – 18
Tableau 3 – Propriétés thermiques de composites selon le procédé de fabrication et le type
d’armure (sources : [50] [51] [52] + valeurs mesurées)
C/
phénolique
C/C
Ex-PAN
Armure
Composites
SiC/SiC-
SiC/SiC-
NITE
SITE
TSA3
TSA3
TSA3
Tissu 3D
Tissu 3D
UD
3D Ortho.
2,20
2,72
2,60
3,00
2,80
118
55
38
25
35
18
40
15
70
60
C/SiCCVI
C/SiCRMI
SiC/SiCCVI
SiC/SiCPIP
Ex-PAN
Ex-PAN
(T300)
Ex-PAN
TSA3
Tissu 2D
imprégné
Aiguilleté
Tissu
interlock
2,5D
Tissu 3D
Densité
1,65
1,75
1,85
Conductivité thermique
(W · m–1 · K–1) :
– dans le plan parallèle
– transverse
1,8
1,2
60
10
15
6,5
Fibre
8,0E-06
500
Comportement mécanique
Cycle 1
Diffusivité thermique
7,0E-06
Cycle 2
400
Cycle 3
Cycle 5
Contrainte (MPa)
6,0E-06
Cycle 4
300
5,0E-06
Cycle 3
Cycle 4
200
Cycle 2
4,0E-06
Cycle 5
Cycle 1
Diffusivité thermique transverse (m2 · s-1)
Cycle 6
100
3,0E-06
Cycle 6
2,0E-06
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Déformation longitudinale εzz (%)
Les variations des valeurs moyennes de diffusivité thermique au cours de chaque cycle sont représentées suivant
les flèches rouges. Les cartographies thermiques du matériau ont été mesurées à l’élongation maximale de chaque
cycle.
Figure 23 – Évolution de la diffusivité thermique transverse moyenne d’un composite SiC/SiC au cours d’un essai de traction uniaxiale cyclée
traction cyclée, pour lequel la diffusivité thermique transverse est
mesurée par thermographie IR aux différents états de chargement.
Si le comportement thermique reste stable dans le domaine de
déformation élastique, la diffusivité thermique diminue au-delà de
ce domaine avec l’endommagement progressif du matériau
jusqu’à sa rupture. La corrélation des cartographies de propriétés
avec l’évolution microstructurale du composite permet d’attribuer
cette baisse au développement du réseau de fissurations
matricielles et aux décohésions entre fibre et matrice qui agissent
comme des barrières à la propagation du front de chaleur [53].
N 4 803 – 19
2.4 Irradiation neutronique
Les applications des composites SiC/SiC dans le domaine
nucléaire concernent actuellement essentiellement les gaines de
combustible (§ 4.1) et seuls quelques résultats de comportement
de ces matériaux sous irradiation neutronique sont rappelés ici. Le
carbure de silicium s’amorphise et gonfle sous flux neutronique
au-dessous de 125 oC. Au-dessus de cette température, le
gonflement généré par les défauts ponctuels diminue lorsque la
température augmente en raison de la restauration du matériau,
pour atteindre un minimum de 0,2 % entre 800 et 1 000 oC [54]. Il
est à noter que, dans ce domaine, le gonflement généré par les
défauts ponctuels augmente de façon logarithmique avec la dose
reçue, mais sature très vite pour des niveaux relativement
modestes [quelques déplacements par atome (dpa)] (figure 24).
Au-delà de 1 000 oC, le gonflement augmente en raison de la formation de clusters de lacunes par diffusion de ces dernières, et on
n’observe plus de phénomène de saturation. Ce domaine demeure
cependant encore mal connu.
Dans le domaine du gonflement généré par les défauts ponctuels,
l’irradiation induit une légère diminution du module d’élasticité à
faible température (200 oC). Au-dessus, le module augmente avec la
température proportionnellement à la diminution du gonflement,
pour atteindre une valeur stable à 1 000 oC sa valeur normale [55].
L’irradiation dégrade également de manière significative les performances thermiques de ces matériaux. La conductivité thermique
dépend de la température d’irradiation, elle est également essentiellement corrélée à l’amplitude du gonflement (figure 24).
■ Comportement des composites sous irradiation
Une matrice de carbure de silicium obtenue par voie gazeuse
(CVI) ou par le procédé de densification NITE (Nano-powder Infiltration and Transient Eutectic-phase [57]), supposée pure et bien
cristallisée, gonfle de façon modérée jusqu’à saturation.
1 000
Conductivité thermique (W · m–1 · K–1) ou gonflement (%)
400 °C 600 °C 800 °C
100
Conductivité
thermique
3. Protections contre
les dégradations
en conditions d’usage
De nombreux systèmes de protection contre l’oxydation et la
corrosion ont été imaginés afin d’améliorer la durée de vie des
composites à matrice céramique lors d’applications à haute température. Deux solutions ont été développées :
Gonflement
1
L’utilisation de fibres SiC de dernière génération (Hi-Nicalon
type S et Tyranno SA3), exemptes d’impuretés, associée aux procédés CVI ou NITE constituent à ce jour les seuls composites ayant
démontré leur capacité à résister à un environnement irradiant aux
neutrons suivant des critères de stabilité dimensionnelle et de
comportement mécanique endommageable [56]. Il a été montré
que ces matériaux conservent un comportement mécanique
endommageable après irradiation dans un domaine de température de 300 et 1 300 oC au moins jusqu’à des doses intermédiaires
de l’ordre de la douzaine de dpa et vraisemblablement
au-delà [59]. Les composites élaborés selon ce schéma sont qualifiés de « grade nucléaire ».
La résistance à l’oxydation ainsi que la stabilité et le maintien des
propriétés mécaniques en température sont critiques pour l’application des CMC dans le secteur aéronautique et spatial [60]. En effet,
dans certaines applications les températures peuvent s’élever
jusqu’à 1 600 oC, dans l’air ou sous de hautes pressions de mélanges gazeux contenant des espèces oxydantes. L’utilisation de matériaux permettant d’augmenter les températures d’utilisation des
pièces de moteur d’avion telles que les aubes de turbine, permettrait de s’affranchir de leur refroidissement, améliorerait le rendement des moteurs et réduirait les consommations en carburant ainsi
que les émissions de NOx [61]. La durée de vie des CMC pour ces
applications doit être de plusieurs dizaines de milliers d’heures.
200 °C
10
Concernant les interphases, l’interphase en nitrure de bore n’est
pas appropriée à un environnement nucléaire. En effet, l’isotope
10 B présente une section de capture neutronique élevée. De plus,
5
l’interphase BN conduit, sous irradiation, à la formation d’espèces
gazeuses (He) et radioactives à vie longue (14
6 C) , ce qui modifie la
capacité du matériau à dévier les fissures. L’utilisation d’une interphase en pyrocarbone est acceptable, mais quelques incertitudes
subsistent quant à son aptitude à conserver son pouvoir déviateur
dans le temps, en raison de son comportement anisotrope sous
irradiation neutronique. En effet, sous l’effet des neutrons, le pyrocarbone subit simultanément un retrait parallèle aux plans de
graphène et un gonflement perpendiculaire à ces plans. Cette anisotropie génère ainsi une altération de la liaison « fibre-matrice »
qui influence directement le comportement mécanique du
composite. Pour cette raison, les épaisseurs déposées sont généralement très faibles. Des solutions d’interphases multicouches
(PyC/SiC)n ou encore d’interphases SiC pseudo-poreuses sont également étudiées pour améliorer la stabilité sous irradiation.
– les protections par inhibiteurs d’oxydation pour les fibres de
carbone qui bloquent les sites actifs d’oxydation ;
– les protections externes qui consistent en des revêtements
limitant la diffusion des espèces oxydantes et corrosives (oxygène,
vapeur d’eau) vers la surface du matériau.
0,1
200 °C
400 °C 600 °C 800 °C
3.1 Inhibiteurs d’oxydation
0,01
0,0001
0,001
0,01
0,1
1
Dose d’irradiation (dpa)
10
Figure 24 – Évolution du gonflement et de la conductivité
thermique du carbure de silicium élaboré par voie gazeuse
en fonction de la dose d’irradiation (extrait de [56])
N 4 803 – 20
100
L’application d’inhibiteurs d’oxydation concerne les renforts
fibreux de type carbone. L’objectif est de bloquer ou du moins
limiter la réactivité des sites atomiques actifs (tels les atomes de
carbone des bords de plans atomiques) vis-à-vis des espèces oxydantes et corrosives. L’effet inhibiteur d’oxydation de l’oxychlorure
de phosphore (POCl3) a été démontré par Wicke ou McKee [62]
[63] sur des matériaux carbonés. Les molécules de POCl3 forment
une couche fortement adsorbée à la surface du matériau, ce qui
constitue une barrière physique contre l’oxydation du carbone.
McKee a mis en évidence le blocage des sites actifs d’oxydation
sur les bords des plans carbonés par la décomposition vers 500 oC
d’esters de phosphate ou de phosphite [64]. L’oxydation des
préformes carbonées peut également être limitée par l’imprégnation d’une solution d’acide phosphorique (H3PO4) qui permet de
limiter la réactivité des sites actifs d’oxydation à la surface des
fibres par la formation de liaisons C-O-P [65].
Parallèlement, l’oxyde de tantale Ta2O5 a été identifié comme un
candidat potentiel pour les barrières environnementales, sur des
substrats à base de silicium (Si3N4 , voire SiC) [75] [76]. Ses transformations allotropiques l’empêchent cependant d’être utilisé
au-dessus de 1 360 oC. Pour des applications à plus hautes températures, l’oxyde de tantale doit être stabilisé par d’autres oxydes,
comme Al2O3 ou La2O3 [77] [78]. Les propriétés de ces matériaux
sont résumées dans le tableau 4.
Cependant, l’introduction de passivateurs de sites actifs est, à
elle seule, insuffisante pour permettre l’utilisation sur de longues
durées de composés carbonés sous atmosphère oxydante même à
relativement basse température. De plus, l’efficacité de ces inhibiteurs disparaît à plus haute température (T > 1 000 oC) en raison de
leur volatilité.
4. Applications
3.2 Revêtements externes
La protection externe a pour but de protéger le matériau contre
un environnement oxydant. Historiquement, les revêtements ont
été développés pour protéger le composite des sels fondus. Puis, il
a été démontré que, dans les conditions d’utilisation, la silice protectrice, SiO2, formée par oxydation du SiC de la matrice se volatilisait sous forme de SiO, voire d’hydroxydes Si(OH)4 en milieu
humique [66]. Les efforts se sont alors orientés vers le développement de barrières contre les espèces corrosives, limitant la volatilisation de la silice et/ou diminuant les températures de surface
des pièces.
Deux types de solutions ont été étudiées pour accroître la durée
de vie du composite :
– les barrières thermiques (TBC : Thermal Barrier Coating) qui
consistent à limiter la conduction de chaleur vers le cœur du matériau, et donc sa température ;
– les barrières environnementales (EBC : Environmental Barrier
Coating) qui forment une barrière de diffusion aux espèces oxydantes et/ou corrosives et qui ralentissent ainsi l’oxydation du
composite.
Les matériaux de revêtement à base de silicates sont majoritairement utilisés, en raison d’un faible coefficient de dilatation thermique et d’une compatibilité chimique avec les substrats à base de
silicium. La mullite (3Al2O3.2SiO2) a été l’un des premiers matériaux étudiés pour une application en tant que barrière
environnementale [67] [68] et demeure l’un des matériaux les plus
étudiés et utilisés encore aujourd’hui.
En raison de leur transparence neutronique et de leur bon
comportement sous irradiation, les composites SiC/SiC pourraient
être des matériaux de gainage du combustible nucléaire intéressants et potentiellement très innovants. Ils sont actuellement développés pour répondre aux critères de performance accrue, mais
aussi pour améliorer la gestion des ressources en matière fissile.
Les progrès récents dans ce domaine permettent ainsi d’espérer la
qualification de nouveaux concepts pour les réacteurs du futur
(quatrième génération) qui devront fonctionner sur de longues
durées dans des conditions sévères d’utilisation : fonctionnement
à 550 oC pour les réacteurs à neutrons rapides refroidis au sodium
(RNR-Na) et 1 000 oC pour les réacteurs à caloporteur gaz (RNR-G)
sous flux de neutrons intense ; l’intégrité des structures devant
être maintenue en toutes circonstances jusqu’à 2 000 oC pour pouvoir en assurer le refroidissement. L’adjonction d’une âme métallique au composite tubulaire, comme illustré sur la figure 25,
permet de satisfaire la fonction d’herméticité requise pour confiner
les produits de fission radioactifs créés par l’irradiation du
combustible [80]. Les événements survenus dans la centrale japonaise de Fukushima en 2011 conduisent la communauté scientifique à s’intéresser aux composites de cette nature pour améliorer
la sûreté des réacteurs du parc actuel, notamment pour réduire les
risques de fusion du cœur et pour faire face au risque de dégagement de dihydrogène en situation accidentelle.
Composite
SiCf/SiC
Enroulement
filamentaire
Couche interne
+
Tressage
Couche externe
Liner
métallique
ENROULEMENT
e ∼1 mm
R 5 mm
Figure 25 – Section d’un tube de gainage de combustible en
composite SiC/SiC pour application nucléaire (selon brevet CEA [80])
TRESSE
Φ
Lissage de surface
Récemment, des études menées sur des disilicates de terre rare
ont montré qu’ils possèdent un coefficient de dilatation proche du
SiC, une faible constante de perméabilité à l’oxygène et un faible
taux de volatilisation, avec une nette diminution de la volatilisation
de la silice en la liant chimiquement [70]. Par la suite, les silicates
de terre rare ont été introduits dans divers systèmes de barrière
environnementale ([71] à [74]).
4.1 Nucléaire
Combustible
Grâce aux programmes américains NASA High Speed ResearchEnabling Propulsion Materials (HSR-EPM) et DOE Ceramic stationary Gas Turbines (CSGT) qui ont pour finalité de remplacer les
liners métalliques des chambres de combustion des turbines terrestres par des liners en composites de type SiC/SiC, de nouveaux
matériaux, dont le coefficient de dilatation thermique est voisin de
celui de la mullite, ont été identifiés : les aluminosilicates, comme
notamment le BSAS ((BaO)x.(SrO)1–x.Al2O3.2SiO2) aluminosilicate
de baryum et de strontium). Il s’agit en fait d’une solution solide
constituée d’aluminosilicates de baryum (BAS) et de strontium
(SAS). Ces aluminosilicates, dont le point de fusion est de l’ordre
de 1 750 oC, ont une conductivité thermique faible et inférieure à
celle de la zircone stabilisée par l’oxyde d’yttrium (PSZ) (1,6
W · m–1 · K–1) [69].
Le développement de ces matériaux est récent et leur procédé
de fabrication demeure très coûteux. C’est pourquoi, ils ne sont
utilisés actuellement que dans des domaines à forte valeur ajoutée
comme le spatial, l’aéronautique militaire et sont potentiellement
intéressants pour le nucléaire. Des recherches sont menées afin de
développer des procédés d’élaboration plus rapides et donc moins
onéreux que le procédé CVI (1 000 oC, sous pression réduite,
pendant plusieurs semaines), afin que ces matériaux puissent être
introduits dans les moteurs pour l’aéronautique civile.
N 4 803 – 21
Tableau 4 – Propriétés des matériaux utilisés comme revêtements des CMC
Température de fusion
Coefficient de dilatation
(10–6 K–1)
Constante de vitesse de volatilisation k
(g · cm–2 · h–1)
Substrat Si3N4
2 173 K
3,0
4,5 × 10–5 (1)
Composite SiC/SiC
2 973 K
4,5 à 5,5
SiC
2 973 K
5,5
SiO2 (cristobalite)
2 000 K
6,0
Mullite (3Al2O3.2SiO2)
2 123 K
5,3
(293 à 1 273 K)
BSAS celsian
2 023 K
4à5
(293 à 1 573 K)
Al2O3
2 323 K
9,6
(1 273 K)
2,9 × 10–5 (1)
ZrO2
2 973 K
12
(1 373 à 2 623 K)
3,5 × 10–7 (1)
4,99
(300 à 1 700 K)
1,2 × 10–5 (1)
8,1
(293 à 1 273 K)
2,2 × 10–5 (2)
Matériaux
ZrSiO4
TiO2
2 098 K
3,2 × 10–5 (1)
3,8 × 10–2 (1)
8,6 × 10–6 (2)
Al2TiO5
RE2Si2O7
2 223 K
4,8
(300 à 1673 K)
2,3 × 10–6 (1)
RE2SiO5
2 223 K
3,1
(300 à 1 173 K)
4,1
(1 173 à 1 673 K)
< 4 × 10–7 (1)
Y3Al5O12 (YAG)
2 243 K
9,1
(293 à 1 573 K)
1,8 × 10–6 (1)
Ta2O5
2 145 K
3 (293 à 823 K)
4 (823 à 1 473 K)
Non déterminée
AlTaO4
Non déterminée
(1) [70].
(2) [79].
RE (Rare Earth) : abréviation générique d’une terre rare.
Tête
Faisceau
d’aiguilles
Squelette
métallique
Partie courante
(sous flux)
200 mm
Tronçon hexagonal
composite SiCf/SiC
Pied
Figure 26 – Tube hexagonal avec tronçons en composite SiC/SiC pour application nucléaire (selon brevet CEA [81])
Une seconde application envisagée pour la fission concerne le
tube hexagonal enveloppant le faisceau d’aiguilles fissiles
(figure 26). Un argument en faveur de ce matériau est sa faible
influence sur le bilan neutronique du cœur. Une structure en
N 4 803 – 22
composite SiC/SiC permettrait également d’accroître la résistance
aux déformations et à la fragilisation sous flux neutronique, elle
assurerait sur une plus longue durée le maintien des assemblages
de cœur [81].
4.2 Aéronautique et spatial
Température (°C)
Les composites thermostructuraux conservent de bonnes
caractéristiques à haute, voire très haute température, et peuvent
donc être utilisés dans des domaines pour lesquels les superalliages actuels sont en limite d’usage. De surcroît, ils ont des densités significativement plus faibles que celles des alliages
métalliques utilisés pour des applications équivalentes. Ils sont
donc particulièrement justifiés pour les applications aéronautiques
et spatiales (figure 27).
Les températures et la durée d’utilisation sont les deux paramètres essentiels pour les applications de ces matériaux. En fonction de ces paramètres et des atmosphères rencontrées en
conditions d’utilisation, des composites C/C, C/SiC ou SiC/SiC
peuvent être choisis. Les principaux domaines d’utilisation des
composites sont présentés figure 28.
Les composites thermostructuraux tels que les C/SiC ou les
SiC/SiC possèdent des propriétés intéressantes pour les moteurs
d’avion et d’hélicoptère. Ainsi, les volets secondaires des moteurs
de l’avion Rafale (figures 29 et 30) font partie des premières
pièces en CMC utilisées en série sur un moteur d’avion. Les pièces
en sortie moteur subissent tout le flux du réacteur et sont capables
de fonctionner à haute température dans des atmosphères
agressives.
3 000
2 000
1 000
Composites à matrice céramique
Carbone/carbone
Composites à matrice organique
0
1 · E – 02
1 · E + 00
1 · E + 02
1 · E + 04
Durée (heures)
Figure 28 – Domaines d’utilisation des composites
Module spécifique (GPa)
100
SiC/SiC
90
80
70
60
50
C/SiC
40
30
Base nickel
20
Base titane
10
Base cobalt
0
0
200
400
600
800
1 000
1 200
Température (°C)
Figure 27 – Comparaison entre les modules spécifiques
de différents matériaux pour applications à hautes températures
 Herakles / Safran
 Éric Drouin / Snecma / Safran
Figure 29 – Volets montés sur avion Rafale
Figure 30 – Volet du moteur du Rafale (gauche) et volet de tuyère de moteur d’avion militaire (droite)
N 4 803 – 23
 Éric Forterre / Safran
Figure 31 – Plug et mélangeur en composite à matrice céramique
Figure 33 – Schéma de roues de turbine (à gauche) et aube
en composite (à droite)
Figure 32 – Accroche-flamme (gauche) et distributeur (droite)
L’aéronautique civile s’intéresse également aux CMC. Les pièces
des moteurs de l’aéronautique civile qui s’apparentent le plus aux
volets des moteurs militaires sont les arrières-corps (Plug). Des
pièces CMC de démonstration ont fonctionné sur banc moteur et
ont été testées sur Airbus. Elles seront prochainement à l’essai sur
un avion de ligne. Le mélangeur d’un moteur CFM56 ou le plug
(figure 31) sont parmi les pièces les plus représentatives des
enjeux pour les futurs moteurs en raison de leur dimension et de
leur architecture complexe.
Des essais ont également été réalisés avec succès sur des pièces
subissant des contraintes plus élevées au cœur de la combustion
des moteurs. Ce sont par exemple les accroche-flammes ou le
distributeur (figure 32).
Cependant, le défi le plus fort concerne aujourd’hui les aubes de
turbine des moteurs civils (figure 33). Elles sont en alliage métallique et résultent d’une haute technologie de mise en œuvre. De
plus, leur température de fonctionnement étant proche de la limite
d’utilisation de ces alliages, elles nécessitent un refroidissement
interne. L’usage de CMC pourrait ainsi apporter une vraie rupture
technologique. Non seulement en raison de la densité du matériau, mais aussi grâce à la suppression du refroidissement interne.
Grâce à de telles pièces, les moteurs présenteront des rendements plus élevés et donc une consommation d’énergie plus
faible. De plus, les températures de fonctionnement étant plus
élevées, les rejets de NOx seront plus faibles.
N 4 803 – 24
5. Conclusion
Les CMC sont étudiés et développés depuis les années 1970.
Plusieurs ruptures scientifiques et technologiques ont permis de
les industrialiser : leur « défragilisation » par l’optimisation de la
liaison fibre/matrice en introduisant une interphase et la mise au
point d’un procédé de densification par CVI. L’autocicatrisation est
une autre rupture qui a augmenté considérablement la durée de
vie des pièces en CMC. Les pièces élaborées par la voie CVI ont
des propriétés mécaniques élevées qui sont bien conservées à
haute température et ces matériaux ont, dans un premier temps,
été utilisés essentiellement pour des applications à haute valeur
ajoutée pour lesquelles le coût de pièces n’est pas un facteur
limitant : aéronautique militaire et spatial. Des efforts importants
sont consacrés au développement de procédés de densification
moins onéreux, afin de pouvoir introduire ces matériaux dans les
moteurs pour l’aéronautique civile qui est un domaine beaucoup
plus concurrentiel. Plusieurs pièces peuvent en effet bénéficier de
la faible densité, de la résistance à l’oxydation et du comportement
mécanique à haute température de ces matériaux : les arrièrescorps des moteurs, les mélangeurs de flux (ces pièces ont été réalisées en CMC et testées en vol) et les aubes de turbines. Les
aubes qui sont des pièces complexes et soumises à des
contraintes élevées sont un enjeu considérable pour ces matériaux. Leur industrialisation validerait définitivement l’utilisation
de ces matériaux dans des applications à forte diffusion.
La palette des matériaux pouvant être utilisés pour composer les
constituants élémentaires des CMC (fibre, interphase, matrice) et
des procédés associés augmente grâce aux travaux de recherche.
Ces matériaux devraient à terme pouvoir être réalisés sur mesure
pour une application donnée. Il s’agira alors d’associer tous les
ingrédients nécessaires pour atteindre les propriétés recherchées
dans des conditions de fabrication économiquement compétitives.
Glossaire – Définitions
Glossaire – Définitions (suite)
Armure (Fabric)
Mode d’entrecroisement des fils de chaîne
et des fils de trame pour le tissage de textiles.
Carboréduction
(Carboreduction)
Méthode de réduction des métaux permettant d’extraire les métaux de leurs
oxydes en présence de coke, à haute température.
Eutectique
(Eutectic)
Mélange de deux corps purs qui fond et se
solidifie à température constante, contrairement aux mélanges habituels. Il se
comporte en fait comme un corps pur du
point de vue de la fusion.
Frittage (Sintering)
Procédé de fabrication de pièces consistant
à chauffer une poudre sans la mener
jusqu’à la fusion afin de souder les grains
entre eux et assurer la cohésion de la pièce.
Graphitable
(Graphitable)
Propriété de certaines structures carbonées très désordonnées de pouvoir être
ordonnées par traitement thermique à
haute température dans la forme structurale du graphite.
Métalloïde
(Metalloid )
Élément chimique qui ne peut être classé
ni dans les métaux ni dans les
non-métaux, c’est-à-dire dont les
propriétés physiques et chimiques sont
intermédiaires entre celles d’un métal et
d’un non-métal.
Métastable
(Metastable)
Propriété pour un état d’être stable
cinétiquement mais pas
thermodynamiquement. La relative
stabilité de cet état résulte d’une vitesse
de transformation menant à l’état stable
très lente, voire quasi nulle.
Préforme (Preform)
Pièce dont la forme est similaire à celle de
la pièce finale mais constituée
uniquement par l’ensemble des fils tissés,
tressés ou assemblés sous forme de
moquette avant création de la matrice.
Préforme fibreuse
tissée 2D interliées
(2D interlock fabric)
Préforme constituée de nappes 2D liées
entre elles par un troisième fil qui les rend
solidaires.
N 4 803 – 25
Matériaux composites à matrice
céramique et à renfort par fibres
longues
par
Gérald CAMUS
Chercheur CNRS, Laboratoire des composites thermostructuraux (LCTS), Pessac, France
Christophe LORRETTE
Ingénieur de recherche CEA/DEN, LCTS, Pessac, France
René PAILLER
Francis REBILLAT
Bernard REIGNIER
Francis TEYSSANDIER
et
P
O
U
R
E
N
S
A
V
O
I
R
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Composites thermostructuraux : des matériaux d’exception
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Les composites thermostructuraux – Pierre Bétin
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Université de tous les savoirs
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s_thermostructuraux.1134
Les grandes familles de matériaux composites
http://www.si.ens-cachan.fr/accueil_V2.php?page=affiche_
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Événements
Congrès HTCMC, International Conference on High Temperature Ceramic
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http://www.htcmc8.org/
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http://www.ceramics.org/meetings/38th-international-conference-andexpo-on-advanced-ceramics-and-composites
Normes et standards
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Test method for tensible stress-strain behaviour of continuous fibre reinforced composites at room temperature
ISO 14544
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Mechanical properties of ceramic composites at high temperature – Determination of
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Ceramic composites – Thermophysical properties: Determination of thermal diffusivity
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NF EN 658-1
1998
Céramiques techniques avancées – Propriétés mécaniques des céramiques composites
à température ambiante : détermination des
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2003
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propriétés de fatigues à amplitude constante
Brevets
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multicouche amélioré en matériau composite à matrice céramique, gaine de
combustible nucléaire en résultant et procédés de fabrication associés ».
Brevet WO 2013017621 (A1), 7 fév. 2013
RAVENET. « Corps d’assemblage de combustible nucléaire et un assemblage de combustible nucléaire comportant un tel corps ». Brevet FR
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