Etude d’un composite aéronautique à matrice métallique sous chargements de fatigue

CONTEXTE DE L’ETUDE

Les composites à matrice titane renforcée par des fibres longues en carbure de silicium gros diamètre suscitent actuellement un gros intérêt aussi bien en Europe qu’aux Etats-Unis. Ils représentent en effet un enjeu majeur pour les applications aéronautiques car ils allient à la fois de hautes propriétés mécaniques jusqu’à 550°C et une masse volumique très faible (environ 4!g/cm3). Ces caractéristiques intéressantes en font des candidats idéals pour le remplacement des matériaux monolithiques classiques utilisés à l’heure actuelle dans les moteurs aéronautiques. En effet, les alliages métalliques répondent bien aux exigences sévères des moteurs actuels, mais ils s’avèrent insuffisants pour supporter les niveaux de contrainte et de température visés dans le futur. C’est pourquoi Snecma Moteurs envisage d’utiliser des composites à matrice métallique base titane pour la réalisation des disques de compresseur [Guédou 99].

Enjeu industriel

La solution envisagée par Snecma Moteurs est donc de remplacer des disques de compresseur classiques par des ANneaux Aubagés Monobloc (ANAM), figure!I-1, où le renfort en composite unidirectionnel localisé à l’alésage de l’anneau sert principalement à reprendre les contraintes circonférentielles dues à l’effort centrifuge du moteur .

La première étape de ce saut technologique, figure I-3, a été réalisée par la réalisation d’un Disque Aubagé Monobloc (DAM) dans lequel la partie centrale a été allégée grâce à un changement de mode d’assemblage des aubes. Le gain de masse est à ce stade de 30!%. La seconde partie de cette évolution technologique est en cours et permettra donc d’obtenir des disques beaucoup moins massifs que précédemment en réalisant des gains de masse supérieurs à 50!%.

L’introduction de matériau composite ainsi que la nouvelle géométrie du disque engendre de nouveaux problèmes liés!:
– à la nature même de la pièce réalisée (maîtrise du procédé de fabrication, réalisation de préformes adaptées…)
– à l’utilisation du composite (contrôle des contraintes résiduelles d’élaboration, connaissance des mécanismes d’endommagement…).

Dans le cadre d’un projet regroupant des industriels (Snecma Moteurs), des organismes de recherche publics (ONERA) et des universitaires (Université de Bordeaux, ENS de Cachan, Ecole Nationale Supérieure des Mines de Paris), un certain nombre de ces problèmes a été résolu ou est en passe de l’être!:
– caractérisation en fatigue oligocyclique isotherme du composite [Legrand!97]
– optimisation du processus d’élaboration [Baroumes 98]
– construction d’une loi de comportement endommageable [Pottier 98]
– étude des mécanismes d’endommagement interfaciaux [Guichet 98] [Malon!00]
– étude du composite en fluage sens long [Faucon 99] et sens travers [Carrère!01] .

Des problèmes demeurent à l’heure actuelle encore ouverts. Ainsi Snecma Moteurs doit dimensionner le disque de compresseur en fatigue, sollicitation correspondant aux séquences décollage-atterrissage de l’avion. Or, si le comportement en fatigue isotherme du composite SM!1140+/Ti!6242 est connu [Legrand!97], la sollicitation vue par le disque, qui a pour origine les forces centrifuges dues à la rotation du moteur, est principalement anisotherme. Le comportement du SM!1140+/Ti!6242 en fatigue mécano-thermique et les mécanismes d’endommagement associés sont encore mal connus.

LE COMPOSITE!: SM!1140!+/TI!6242

La fibre SM!1140 +

La fibre de carbure de silicium SM 1140+, figure I-4, est commercialisée pour entrer dans la fabrication de composites à matrice métallique dont les températures d’utilisation sont comprises entre 450 et 800°C.

Cette fibre, fabriquée par DERA Sigma1 (Defense Research Agency) au RoyaumeUni, est une évolution du filament SM 1040 élaborée par B.P. (British Petroleum) au début des années 90. Ce filament SM 1040, de 100 mm de diamètre, a connu plusieurs évolutions [Boiteau-Auvray 97]. Différents revêtements ont été déposés sur cette fibre : du carbone sur 1 mm!(fibre 1140), un double revêtement C/TiBx!(fibre 1240) et enfin un dépôt de carbone de 4,5 mm (fibre 1140+).

La fibre SM 1140+, représentée sur la figure I-5, est élaborée par un dépôt chimique en phase vapeur (CVD) de carbure de silicium sur un substrat filamentaire en tungstène de 13 mm de diamètre environ. Bien que possédant de hautes propriétés mécaniques, le tungstène peut dégrader les propriétés potentielles de la fibre. En effet aux températures élevées, le carbure de silicium et le tungstène réagissent pour donner naissance à une zone de réaction fragile, site possible d’amorçage de fissure [Boiteau-Auvray 97].

Lors de la première étape du processus de fabrication, du carbure de silicium bêta est déposé sur le substrat, chauffé par effet Joule, sur une épaisseur de 43 mm. Ce dépôt est constitué de deux zones!: la première, près de l’âme, contenant uniquement du carbure de silicium bêta pur, et la seconde présentant un mélange de carbure de silicium bêta et de silicium libre avec d’autant plus de silicium libre que l’on se rapproche de l’interphase [Le Petitcorps 85]. La taille des grains colonnaires de SiC diminue quand on s’éloigne de l’âme en tungstène [Chen 99]. Le processus de fabrication du filament est schématisé figure I-6. Au cours de la deuxième étape d’élaboration de la fibre, du carbone pyrolitique est déposé par CVD sur une épaisseur de 4,5 mm. Cette ultime couche, elle-même subdivisée en différentes épaisseurs, servira d’interphase à la fibre. Le diamètre final de la fibre SM 1140+ est d’environ 108 mm.

L’interphase en carbone a un rôle fondamental dans la tenue de la fibre!:
– elle facilite la manipulation de la fibre lors de l’élaboration du composite
– elle joue un rôle de couche sacrificielle lors de l’élaboration du composite en empêchant une réaction entre le titane et le carbure de silicium
– elle permet de dévier les fissures matricielles et éventuellement d’arrêter les fissures issues des ruptures de fibres. Lorsque la fissure matricielle est trop importante, cette couche peut dissiper de l’énergie par frottement et décohésion et empêcher ainsi la rupture des fibres
– l’interphase lisse les défauts inhérents au procédé de fabrication, présents en surface du filament, et permet même d’augmenter les propriétés mécaniques de la fibre [Nutt et al. 85] [Debray 95].

La matrice!: l’alliage de titane Ti!6242

Le titane est l’un des éléments les plus répandus sur Terre, mais la difficulté de sa métallurgie extractive a retardé son développement dans des applications industrielles. Sa masse volumique très faible (4,5 g/cm3) en fait toutefois un candidat idéal pour des applications aéronautiques.

A température ambiante, le titane pur est sous sa forme hexagonale compacte (phase a). A 882°C (transus b) se produit la transformation allotropique qui donne naissance à la forme cubique centrée du titane (phase b). Cette transformation présente toutes les caractéristiques de la transformation martensitique!: c’est une réaction sans diffusion avec correspondance entre certains plans et directions cristallographiques. Les alliages de titane possèdent un effet de mémoire très fort de la transformation allotropique, les traitements thermiques réalisés après passage par le transus b ne modifient que difficilement les propriétés de l’alliage. L’hérédité des étapes réalisées audessus du transus b demeure à température ambiante. C’est pourquoi les diagrammes de phase des alliages de titane sont rares et souvent imprécis quant au traitement thermique subi par le métal caractérisé. Les éléments d’alliage ajoutés dans le titane vont influencer les propriétés de chaque phase, conditionner la cinétique de transformation et faire apparaître des domaines biphasés a+b.

D’après leur composition chimique et leur structure d’équilibre, on classe les alliages en différentes catégories!:
– alliages a!(IMI 834, Ti!6242, Ti!1100): ils contiennent essentiellement des éléments a-gènes (cf plus bas). Ces alliages qui possèdent une bonne aptitude au soudage sont difficilement déformables à froid. Les alliages a ne répondent pas aux traitements thermiques. Ils possèdent néanmoins une bonne résistance à chaud et une excellente tenue au fluage jusqu’à 550°C environ. Les alliages quasia font partie de cette catégorie.
– alliages a-b!(TA6V, IMI 550, Corona 5): l’alliage TA6V est un alliage a-b, il est biphasé à température ambiante. Ces alliages qui réagissent aux traitements thermiques possèdent de bonnes caractéristiques mécaniques et sont métallurgiquement stables jusqu’à 450°C environ.
– alliages b!(Ti!17, Ti 10-2-3): ces alliages ont de bonnes aptitudes de déformation à froid et sont susceptibles de durcissement structural par traitement thermique.

Les éléments présents dans l’alliage Ti!6242 vont influer sur les caractéristiques microstructurales et donc modifier ses propriétés mécaniques! :

– aluminium!: c’est un élément a-gène, c’est-à-dire qu’il augmente le domaine d’existence de la phase a en élevant la température du transus b. L’aluminium est en solution solide de substitution dans la phase a. Il augmente la résistance de l’alliage, mais sa teneur doit être limitée car au-dessus de 7!% il forme des composés Ti3Al qui fragilisent l’alliage. L’aluminium limite la diffusion des atomes d’oxygène et augmente donc ainsi la tenue à l’oxydation de l’alliage.
– étain et zirconium!: ce sont deux éléments neutres du point de vue de la microstructure de l’alliage. Toutefois ces éléments augmentent la résistance de l’alliage, l’étain améliorant en particulier la résistance au fluage.
– molybdène!: c’est un élément b-gène isomorphe (c’est-à-dire miscible en toutes proportions dans la phase b), il augmente le domaine d’existence de a+b. Le molybdène, en stabilisant la phase b, augmente la résistance de l’allliage. De plus, il est présent aux interfaces fibre/matrice du composite et ralentit les mécanismes de diffusion.
– silicium!: est un fort stabilisant de la phase b, il augmente les propriétés en fluage de l’alliage sans effet indésirable apparent.
– fer!: est un élément b-gène eutectoïde (c’est-à-dire qu’il participe à la formation de composés intermétalliques).
– les impuretés oxygène, azote, bore et carbone!: ils stabilisent la phase a et sont en insertion à cause de leur faible rayon atomique.

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Table des matières

I INTRODUCTION GENERALE
I.1 CONTEXTE DE L’ÉTUDE
I.1.1 Introduction
I.1.2 Enjeu industriel
I.1.3 Objectifs de l’étude
I.2 LE COMPOSITE!: SM!1140!+/TI!6242
I.2.1 La fibre SM!1140 +
I.2.2 La matrice!: l’alliage de titane Ti!6242
I.3 ELABORATION DES COMPOSITES À MATRICE MÉTALLIQUE À RENFORTS CONTINUS UNIDIRECTIONNELS
I.3.1 Différentes méthodes d’élaboration
I.3.2 Fabrication du composite SM!1140+/Ti!62
I.3.3 Conséquence du mode de fabrication!: les contraintes résiduelles
I.4 EN RÉSUMÉ
II. MÉTHODES EXPÉRIMENTALES
II.1 LES ESSAIS DE FATIGUE MÉCANO-THERMIQUE
II.1.1 L’éprouvette de fatigue mécano-thermique SM!1140!+/Ti!6242
II.1.2 L’instrumentation des éprouvettes
II.1.3 Description des essais de fatigue mécano-thermique
II.2 LA PROPAGATION DE FISSURES COURTES PAR FATIGUE
II.2.1 Les éprouvettes de fissuration
II.2.2 L’instrumentation des éprouvettes
II.2.3 La pré-fissuration
II.2.4 Le suivi de fissure à haute température
II.2.5 Le calcul du chargement limite pour les éprouvettes en Ti!6242
II.2.6 Le déroulement des essais
II.3 LES ESSAIS SOUS VIDE
II.4 EN RÉSUMÉ
III COMPORTEMENT EN FATIGUE MÉCANO-THERMIQUE DU SM!1140+/TI!6242
III.1 INTRODUCTION
III.2 RAPPELS BIBLIOGRAPHIQUES
III.2.1 Cycles conventionnels!: hors-phase et en-phase
III.2.2 Cycles non-conventionnels
III.2.3 En résumé
III.3 DURÉES DE VIE DU COMPOSITE SM!1140+/TI!6242 EN FATIGUE MÉCANO-THERMIQUE
III.4 COMPORTEMENT DU COMPOSITE SM!1140+/TI!6242 EN FATIGUE MÉCANO-THERMIQUE
III.5 ENDOMMAGEMENT DU COMPOSITE SM!1140+/TI!6242 EN FATIGUE MÉCANO-THERMIQUE
III.6 EN RÉSUMÉ
IV. COMPORTEMENT EN FISSURATION DU SM!1140+/TI!6242
IV.1 INTRODUCTION
IV.2 PRINCIPE DES ESSAIS
IV.2.1 Géométrie des éprouvettes
IV.2.2 Choix des cycles
IV.2.3 Détails des essais de fissuration
IV.2.4 Représentation des résultats des essais de fissuration
IV.3 VITESSES DE PROPAGATION MESURÉES SUR LE COMPOSITE SM!1140+/TI!6242 EN FISSURATION
IV.3.1 Propagation en conditions anisothermes
IV.3.2 Propagation en conditions isothermes
IV.3.3 Effet de la forme du cycle sur la propagation
IV.3.4 Comparaison isotherme-anisotherme
IV.3.5 Information sur les mécanismes d’endommagement
IV.4 ENDOMMAGEMENT DU COMPOSITE SM!1140+/TI!6242 EN FISSURATION
IV.4.1 Faciès de rupture
IV.4.2 Cinetique d’oxydation des interphases en carbone de la fibre SM!1140+
IV.4.3 Chemins de fissuration
IV.5 EN RÉSUMÉ
V. CONCLUSION GENERALE

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