Soutenance mémoire
Les composites à matrice céramique et carbone
Applications
Les premiers composites étudiés furent les Carbone/Carbone ou C/C [SAV93]. Ces matériaux, possèdent de meilleures propriétés thermomécaniques que tout autre de leur catégorie pour des températures élevées (2000°C). Cette qualité est à l’origine de leur emploi en tant que pièces de l’industrie verrière, outillages pour fours de traitement thermiques ou encore moules pour les presses de frittage. Les C/C sont capables de dissiper d’importantes quantités d’énergie calorifique incidentes avant d’être consommés. Cette résistance significative à l’ablation justifie leur présence en tant qu’éléments constitutifs des boucliers thermiques et de divergents de tuyère. Les propriétés tribologiques de ces composites sont reconnues : ils peuvent absorber et évacuer de grandes quantités de chaleur. Associé à ceci, leur résistance à l’usure ainsi que leur stabilité dimensionnelle (coefficient de dilatation faible) en font des matériaux de premier choix pour des pièces en mouvement subissant du frottement. Ils sont donc fort logiquement utilisés pour les solutions de freinage haute performance (aéronautique, compétition automobile…). La biocompatibilité du carbone avec le sang et les os permet son utilisation pour la fabrication de prothèses. Leur vulgarisation dans le domaine biomédical est principalement freinée par leurs coûts élevés vis à-vis d’autres matériaux comme les alliages métalliques.
Néanmoins, les composites C/C présentent l’inconvénient majeur d’être sensibles à l’oxydation et ce à des températures relativement faibles. Ceci restreint leur utilisation pendant une durée importante en atmosphère oxydante aux environs de 400°C. Ce problème a été en partie résolu avec l’ajout de silice donnant naissance à une nouvelle génération de composites à matrice céramique : les SiC/SiC ou encore les C/SiC. L’oxydation n’intervient qu’à des températures beaucoup plus élevées (jusqu’à 1200°C) et se fait de façon passive. En effet, la couche de silice qui est formée est adhérente et freine le transfert d’oxygène. Bien que plus résistants à l’oxydation, ces composites sont incapables de supporter des températures aussi importantes que leur prédécesseur [CHR05]. Ces matériaux sont dès lors privilégiés pour les applications de longue durée en présence d’oxygène dans une gamme de température intermédiaire (environ 1200°C).
C’est pour cette raison que les composites SiC/SiC sont utilisés pour la fabrication des pièces de réacteur d’avion et présentent également un intérêt dans le développement des solutions nucléaires du futur. Ils sont en effet envisagés en tant qu’éléments de gainage du combustible des réacteurs de la génération IV.
Les fibres
Les fibres de carbone
Leur développement à débuté au cours de années 1950 et s’est poursuivi après la mise en évidence de leurs propriétés thermiques puis mécaniques. Les différentes fibres de carbone existantes .
Selon les applications envisagées, les fibres de carbone sont obtenues à partir de trois types de précurseurs : la rayonne, le polyacrylonitrile (PAN) et le brai (résidu d’houille et carbone) [FIT98]. La rayonne, ou viscose est une fibre artificielle issue de la cellulose. Elle devient fibre de carbone après carbonisation à 1500-2000°C. En tendant la fibre lors de son élaboration, sa structure s’oriente axialement, améliorant ses propriétés mécaniques [BAC86].
Toutefois ces dernières sont moindres que celles de fibres de carbone obtenue à partir de précurseur PAN. Des comonomères (acrylate ou méthacrylate de méthyle) sont polymérisés, filés puis étirés à chaud. Le précurseur PAN formé subit d’abord une oxydation à 200-300°C, le rendant infusible et thermiquement stable. Il est par la suite carbonisé sous azote jusqu’à 1200-1500°C, pendant un maximum de 10 minutes. La fibre de carbone obtenue subit une graphitisation : elle est portée sous gaz inerte, quelques minutes à une température de 2000- 3000 °C sous une tension contrôlée. Plus d’atomes d’azote et d’oxygène sont évacués de la structure, conférant à la fibre des propriétés mécanique encore plus importantes. Plusieurs solutions de traitement de surfaces existent pour générer de la rugosité et favoriser l’accroche de la future matrice [DUP08]. Finalement, un ensimage peut être réalisé pour limiter le frottement entre les fibres et faciliter leur manipulation et leur tissage [DEK10].
Les fibres issues de brais, sont préparées de manière identique. Ce type de précurseur, et en particulier dans sa configuration mésophase [BAR96], explique les meilleures propriétés mécaniques atteintes par ces fibres en comparaison de celles issues du PAN [DUP08].
Les fibres de SiC
Développées au Japon dans les années 70 [YAJ75], ces fibres possèdent les qualités inhérentes au SiC (densité faible, contrainte à rupture et module d’Young élevés, bonne tenue à l’oxydation….). Elles possèdent une structure en grains nanométriques de SiC noyés dans une phase de joint contenant principalement du carbone, du silicium et de l’oxygène. Elles sont bien plus onéreuses que les fibres de carbone mais possèdent une stabilité thermique moindre. De plus leur diamètre est limité à cause de leur rigidité importante qui complexifie leur tissage. Leur qualité (et donc leur coût) est en partie conditionnée par la quantité d’oxygène et de carbone libre qu’elles contiennent car leur présence dégrade les propriétés thermomécaniques , mais aussi la résistance à l’oxydation.
L’interphase
A la différence de la plupart des matériaux sous chargement mécanique, la matrice des CMC se fissure avant les fibres. La ténacité de ces matériaux est accrue en exploitant ce phénomène : une interphase micro-ou-nanométrique est intercalée entre ces deux constituants intrinsèquement fragiles. Elle optimise leur liaison en assurant le transfert des efforts et en protégeant les fibres de la rupture prématurée par déviation des fissures matricielles [MAR89]. Ainsi le composite résultant possède une déformation à rupture significativement supérieure et un comportement endommageable. L’interphase est le constituant essentiel de ces matériaux.
Hormis leur compatibilité physico-chimique avec les autres constituants, les matériaux de l’interphase doivent présenter une forte anisotropie et une faible résistance au cisaillement. Le nitrure de bore et le pyrocarbone remplissent ces conditions et sont compatibles avec fibre et matrices céramiques. Ces deux éléments possèdent des structures voisines du graphite, à savoir un empilement parallèle de lamelles. Le nitrure de bore est composé de feuillets tandis que le pyrocarbone possède des couches graphitiques parallèles sur quelques nanomètres. L’interphase peut être constituée d’un seul de ces éléments ou bien être issue d’un dépôt multicouche séquencé [BER98].
La matrice
Son rôle est de lier les fibres et de les protéger de toute agression mécanique ou chimique extérieure. La matrice assure également le transfert de charge appliquée au composite vers les fibres tout en maintenant le renfort selon les axes privilégiés de chargement.
Carbone matriciel : le pyrocarbone
Cette catégorie de carbone est considéré comme graphitique. En effet ces deux éléments possèdent un état d’hybridation identique où chaque atome de carbone est engagé dans trois liaisons formant un angle de 120°. Leurs structures, sont similaires mais elles se distinguent par la nature aléatoire de l’orientation des plans de graphène (arrangement en couches planes des atomes de carbone) formant le pyrocarbone, le qualifiant ainsi de turbostratique [BIS42].
L’organisation du pyrocarbone est décrite à deux échelles : locale et longue distance. On évoque alors dans chaque cas respectivement sa structure et sa microtexture. La structure, soit l’agencement spatial des atomes .
Les matrices à base de SiC
Hormis les propriétés thermomécaniques qu’elle hérite du SiC, une matrice fabriquée en cet élément bénéficie de la formation (par oxydation passive) d’une couche de silice protectrice de l’oxygène jusqu’à 1500°C environ. La génération suivante de matériaux vise encore à améliorer la tenue à l’oxydation des composites à base de SiC. La matrice peut éventuellement être multicouche : elle résulte alors de dépôts nano-séquencés de plusieurs matériaux aux propriétés différentes [GOU90]. La matrice représentée figure I.6 résulte du séquençage de SiC et de carbure de bore. Cette méthode est utilisée pour améliorer la durée de vie du composite car ce dernier composant dévie les fissures.
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Table des matières
INTRODUCTION
Chapitre I : Positionnement du sujet de recherche
1. Présentation du contexte
1.1. Les composites à matrice céramique et carbone
1.2. Procédés d’élaboration de la matrice
2. La modélisation du procédé I-CVI
2.1. Approches multi-échelles du procédé CVI (transport & dépôt)
2.2. Mécanismes cinétiques
2.3. Lois d’évolution des paramètres structuraux de la préforme
2.4. Notion d’infiltrabilité d’une préforme
3. Plan de thèse
Chapitre II : Présentation des outils numériques
1. Hypothèses et bases du modèle
1.1. Echelle microscopique
1.2. Echelle macroscopique
2. Modèle numérique à l’échelle microscopique : DMC
2.1. Reproduction du transfert des gaz par marche aléatoire de Pearson
2.2. La surface et son évolution
2.3. Conditions aux limites
2.4. Algorithme de marche
2.5. Extraction des coefficients effectifs
2.6. Introduction des cinétiques non linéaires
3. Validation du modèle microscopique
3.1. Profils de concentration entre les plaques
3.2. Propriétés effectives
3.3. Validation des cinétiques non linéaires
4. Modèle numérique à l’échelle macroscopique : LIRWa
4.1. Prétraitement de l’image : calcul des orientations locales
4.2. Transport de gaz par marche aléatoire d’Itō-Taylor
4.3. Gestion de la réaction chimique et du dépôt matriciel
4.4. Algorithme de marche
5. Validation du modèle macroscopique
5.1. Calculs diffusifs
5.2. Champ de concentration initial
5.3. Vitesses de dépôt
6. Algorithmes pour les faibles vitesses de dépôts
6.1. Quelle utilisation
6.2. Programmes développés
7. Conclusion
Chapitre III : Acquisition et présentation des images
1. La tomographie aux rayons X
1.1. Principes de la technique
1.2. Dispositifs
1.3. Les algorithmes de reconstruction
1.4. Les artefacts numériques
2. Acquisition et présentation des composites SiC/SiC
2.1. Les échantillons
2.2. Système d’acquisition utilisé
2.3. Représentation de composites SiC/SiC
2.4. Segmentation des images tomographiques
2.5. Caractéristiques géométriques des composites SiC/SiC
3. Acquisition et présentation des composites C/C
4. Conclusion
Chapitre IV : Mise en œuvre sur des préformes fibreuses
1. Méthodologie de modélisation
1.1. Stratégie numérique
1.2. Résultats de référence
2. Elaboration du modèle chimique
2.1. Décomposition du propane et simplification du mécanisme
2.2. Identification des constantes de réactions homogènes
2.3. Identification des constantes de réaction hétérogènes
3. Elaboration des lois de changement d’échelle
3.1. Echelle microscopique
3.2. Echelle macroscopique
4. Infiltrations à l’échelle du réacteur
4.1. Démarche de résolution
4.2. Résultats obtenus
5. Conclusion
Chapitre V : Mise en œuvre sur des préformes mixtes
1. Couplage entre les échelles : hypothèses et stratégie numérique
2. Etude microscopique des propriétés de la préforme
2.1. Paramétrage des calculs
2.2. Propriétés géométriques
2.3. Propriétés de transport
2.4. Propriétés réactives
2.5. Interprétation des résultats de l’étude microscopique
3. Elaboration des lois de changement d’échelle
3.1. Calibration des images
3.2. Intégration de la dispersion des propriétés
3.3. Calcul de l’appauvrissement
4. Etude macroscopique des propriétés de la préforme
4.1. Propriétés géométriques
4.2. Propriétés effectives
4.3. Indicateur d’infiltrabilité
5. Conclusion
Conclusion générale
