Les composites à matrices céramiques (CMC)

Les composites à matrices céramiques (CMC)

Les applications aérospatiales demandent des matériaux aux propriétés mécaniques élevées, résistants à l’oxydation et stables en température. Les matériaux céramiques possèdent des propriétés intéressantes dans ce sens : une résistance mécanique et une rigidité élevées, une faible densité et des températures de fusion ou de dégradation très élevées. Cependant, les céramiques sont fragiles et peu tenaces. C’est notamment pour surmonter ces inconvénients majeurs que les Composites à Matrice Céramique (CMC) ont été développés. Cette synthèse se concentrera sur les matériaux renforcés par des fibres longues.

Structure et constituants des CMC

Les CMC ont été introduits dans le but d’améliorer la ténacité et la tolérance à l’endommagement des céramiques. Pour éviter la ruine catastrophique du matériau, la gestion de l’interface entre fibres et matrice est essentielle. En effet, le chargement doit être réparti le plus uniformément possible dans les fibres par le biais de contraintes de cisaillement interfaciales. Cependant, cette interface ne doit pas être trop résistante pour permettre la décohésion. F. W. Zok et C. G. Levi [5] décrivent les deux classes les plus communes : les composites à interphase faible (Figure 1.1-a) et les composites à matrice faible (Figure 1.1-b). La première, la plus courante, est basée sur l’ajout d’une interphase mécaniquement faible entre fibres et matrice. Il s’agit généralement de carbone ou de nitrure de bore (BN), dont l’arrangement atomique selon des plans reliés entre eux par des liaisons de Van Der Waals les rend facilement clivables. La faible résistance et la microstructure lamellaire de ce constituant en fait un site privilégié pour favoriser la bifurcation des fissures amorcées dans la matrice dense. Quand ce type de composite est utilisé en atmosphère oxydante, l’ajout d’une barrière environnementale est généralement nécessaire pour protéger l’interphase. Dans le cas d’applications où les fibres n’ont pas besoin d’être protégées de l’environnement extérieur, un autre concept a été plus récemment envisagé : les composites à matrice faible. L’introduction d’une porosité dans la matrice diminue l’énergie de propagation des fissures dans celle-ci relativement aux fibres. Cette structure favorise également la déviation des fissures aux interfaces fibre/matrice. Comparés à la première famille, ces composites possèdent l’avantage de ne pas nécessiter d’interphase mais sont en général moins réfractaires. Si quelques études ont été conduites sur l’ajout d’une barrière thermique et environnementale pour augmenter les températures d’utilisation du matériau [6], l’utilisation des composites oxyde/oxyde est réservée à des températures plus basse mais pour un coût d’élaboration plus bas que les nonoxydes. Plus rarement rencontrée dans la littérature, une dernière méthode (Figure 1.1-c) consiste à déposer une interphase sur les fibres, puis à l’éliminer par un traitement thermique : c’est le principe de l’interphase fugitive. Quelle que soit la structure, une dissipation d’énergie par frottement est toujours recherchée à travers l’extraction des fibres.

Les principaux composites à matrice céramique (CMC) à interphase faible sont basés sur des couples fibres de carbone/matrice carbone (Cf/C) et fibres de carbone/matrice carbure de silicium (Cf/SiC). Ces matériaux sont d’ores et déjà utilisés dans le domaine aéronautique. Dès les années 1960, les composites Cf/C ont été utilisés comme protection thermique sur la navette spatiale américaine, disques de freins d’avions (F-15, Concorde…), ainsi que pour des applications militaires. Les avantages de ces matériaux résident dans leur résistance aux hautes températures et aux chocs thermiques, leur faible densité et d’une certaine tolérance au dommage. En atmosphère oxydante, leur tenue en température est toutefois limitée par leur sensibilité à l’oxydation, dès que la température excède 400 °C. Les applications envisagées se sont donc concentrées sur le secteur du spatial et les environnements non oxydants (fours fonctionnant sous atmosphère inerte, par exemple).

Une des solutions développées pour outrepasser cette limite des composites Cf/C consiste à substituer partiellement ou totalement le carbone constituant la matrice par du carbure de silicium (SiC). Vers la fin des années 1970, ces composites ont été développés pour des applications aéronautiques telles que des pointes avant de lanceurs réutilisables ou des bords d’attaque d’ailes d’avions. Une seconde amélioration consiste à remplacer les fibres de C par des fibres de SiC, l’aboutissement étant l’élaboration de composites composés d’une matrice de carbure de silicium renforcée par des fibres de carbure de silicium (SiCf/SiC). L’utilisation de tels composites a été envisagée pour des bords d’attaque ou des zones très chaudes d’aéronefs. Pour des applications à des températures très élevées et en environnement oxydant, des matériaux ultraréfractaires sont aujourd’hui étudiés pour réaliser la matrice, notamment les carbures et borures de Zirconium et d’Hafnium (HfC, ZrC, HfB2 et ZrB2 ). Ces céramiques ont de très bonnes propriétés mécaniques, des points de fusion très élevés (supérieurs à 3000°C) et ont l’avantage de former des oxydes parmi les plus réfractaires connus.

Enfin, pour une gamme de températures plus modérée, néanmoins supérieure à celles de la plupart des alliages métalliques, les composites oxyde/oxyde (principalement composés de silice et/ou d’alumine) semblent trouver leur place. Les fibres oxydes ne requièrent pas de protection contre l’oxydation. L’élaboration de ces composites repose donc principalement sur le principe des matrices poreuses.

Les fibres oxydes 

Des céramiques techniques, l’alumine est l’une des plus intéressantes pour des applications mécaniques en température, en raison de ses propriétés spécifiques. En effet, sa contrainte à rupture et son module d’Young sont élevés pour une faible masse volumique. L’inertie chimique des fibres constituées essentiellement d’alumine et la conservation des propriétés entre la température ambiante jusqu’à des températures de l’ordre de 1000 °C font d’elles de bonnes candidates pour des applications en température dans des atmosphères oxydantes. Les fibres oxydes développées actuellement sont principalement constituées d’alumine ou d’alumine/silice.

Le développement des fibres oxydes date du début des années 1970 [9]. Parmi les fibres les plus étudiées, la gamme NextelTM, de la société 3M et notamment les fibres NextelTM 610 (N610) et NextelTM 720 (N720) sont majoritaires. Peu d’autres fournisseurs proposent des fibres oxydes matures. Les fibres ALF B2 et ALF D3 de la société Nitivy, qui ont des compositions proches des fibres N610 et N720 respectivement, ainsi que les fibres Altex, représentent les seules alternatives commerciales.

Les fibres N610 sont élaborées par un procédé sol-gel décrit dans le brevet EP0 294 208 [10]. Un polymère contenant des sels de fer est ajouté au précurseur d’alumine. L’ajout du fer permet la formation d’une structure d’alumine alpha dense après frittage à 1300 °C pendant 5 minutes (contre plus de 1500 °C sans additif), tout en conservant une microstructure fine (diamètre moyen des grains de 0,22 µm pouvant atteindre jusqu’à 0,5 µm pour les plus gros).

Les fibres N610 sont composées à 99% d’alumine alpha (Tableau 1.1) qui est responsable de leur module d’Young et de leur contrainte à rupture élevés (373 GPa et 3,63 GPa). La densité (3,9 g.cm -3 ) et le module d’Young des fibres sont plus faibles que ceux de l’alumine frittée dense (3,98 g.cm -3 et 400 GPa) en raison de la présence d’une faible porosité et d’autres espèces telles que la silice et l’oxyde de fer (Fe2O3 ). Ces différences ne semblent pas impacter le coefficient de dilatation thermique qui est proche de celui de l’alumine monolithique entre 25 et 1000 °C. A 1000 °C, D.M. Wilson [12] a noté une baisse de 70% de la contrainte à rupture en traction. Il a proposé un critère arbitraire permettant de définir une température maximale d’utilisation comme étant la température de fluage sous air impliquant 1% de déformation après 1000 h sous une contrainte de 69 MPa. Cette température est de 1000 °C pour la fibre N610.

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Table des matières

Introduction générale
Chapitre 1 : État de l’art
1.1 Les composites à matrices céramiques (CMC)
1.1.1 Structure et constituants des CMC
1.1.2 Les fibres oxydes
1.1.3 Composites oxyde/oxyde commerciaux à fibres N610
1.2 Endommagement des composites oxyde/oxyde
1.2.1 Propriétés à température ambiante
1.2.2 Comportement mécanique des composites oxyde/oxyde
1.2.3 Caractérisation de l’endommagement
1.2.4 Modélisation de l’endommagement
1.2.4.1 Modèles d’endommagement utilisés pour les composites
1.2.4.2 La famille des modèles ODM
1.3 Généralités sur le fluage
1.4 Effet de la température sur la microstructure et le comportement fibres N610
1.4.1 Vieillissement thermique des fibres N610
1.4.2 Fluage des fibres
1.4.3 Effet de l’atmosphère sur le fluage des fibres
1.4.4 Comparaison de la N610 à des fibres plus stables en température
1.5 Effet de la température sur le comportement mécanique des composites à fibres N610
1.5.1 Comportement sous sollicitations monotones
1.5.2 Comportement en fluage des composites
1.6 Modélisation du fluage des CMC
1.7 Résumé
Chapitre 2 : Matériel et méthodes
2.1 Élaboration du composite oxyde/oxyde
2.1.1 Procédé d’élaboration
2.1.2 Mesure de la porosité
2.2 Contrôles non destructifs (CND) des plaques élaborées
2.2.1 Techniques de contrôle par thermographie infrarouge
2.2.2 Techniques de contrôle par ultrasons
2.2.3 Contrôle des plaques
2.3 Mise en œuvre des essais mécaniques
2.3.1 Essais de traction en température
2.3.2 Essais de flexion 4 points
2.3.3 Essais de compression
2.4 Essais micromécaniques sous MEB
2.5 Mesure de dilatation thermique
Chapitre 3 : Étude expérimentale du comportement élastique-endommageable
3.1 Introduction
3.2 Propriétés élastiques et à rupture à température ambiante
3.2.1 Comportement en traction
3.2.2 Comportement en flexion 4 points
3.3 Endommagement à température ambiante
3.3.1 Enregistrement de l’émission acoustique en cours d’essai
3.3.2 Observation de l’endommagement
3.4 Effet de la température sur la microstructure et les propriétés du matériau
3.4.1 Effet de la température sur le matériau
3.4.2 Effet de la température sur le comportement
3.4.3 Comportement sous sollicitations monotones au-dessus de 1100 °C
3.4.4 Dépendance du module d’Young à la température
3.5 Analyse statistique de la rupture en flexion 4 points
3.5.1 Rappels sur la statistique de Weibull
3.5.2 Estimation de la loi de Weibull et fiabilité des paramètres
3.5.3 Fiabilité de l’estimation des paramètres
3.5.4 Effet de la température
3.6 Résumé et perspectives
Chapitre 4 : Modélisation du comportement thermomécanique des composites oxyde/oxyde
4.1 Introduction
4.2 Simplification de la loi autorisée par le comportement observé
4.3 Description du modèle en condition uniaxiale
4.3.1 Expression de la loi de comportement
4.3.2 Implémentation de la loi de comportement
4.3.3 Introduction de l’effet de la température
4.3.3.1 Dilatation thermique
4.3.3.2 Dépendance des propriétés à la température
4.3.4 Influence des paramètres sur le comportement simulé
4.4 Identification et validation de la loi de comportement
4.4.1 Identification uniaxiale
4.4.2 Validation de la loi en flexion 4 points
4.5 Loi de comportement en contraintes planes
4.5.1 Écriture de la loi
4.5.2 Identification du comportement dans le plan
4.6 Développement d’une théorie non linéaire des stratifiés
4.6.1 La CLT en élasticité
4.6.2 Introduction de la thermoélasticité dans la CLT
4.6.3 Développement d’une CLT non linéaire
4.6.4 Implémentation de la CLT non linéaire
4.6.4.1 Calcul des efforts
4.6.4.2 Définition de la stratégie de résolution
4.7 Applications de la CLT
4.7.1 Étude de stratifications complexes
4.7.2 Étude du comportement en flexion par la CLT
4.8 Résumé et perspectives
Conclusion générale

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