WO1995009136A1 - Procede de fabrication d'un materiau composite a interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et materiau tel qu'obtenu par le procede - Google Patents

Procede de fabrication d'un materiau composite a interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et materiau tel qu'obtenu par le procede Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to the manufacture of composite materials comprising a fibrous reinforcement densified by a matrix and a lamellar interphase between the fibers of the reinforcement and the matrix.
  • thermostructural composite materials are characterized by mechanical properties which make them suitable for constituting structural elements and by an ability to maintain these mechanical properties up to high temperatures.
  • Thermostructural composite materials are used in particular to produce parts of engines or reactors, or structural elements of spacecraft, exposed to significant overheating.
  • thermostructural composite materials are carbon / carbon (C / C) composites with carbon fiber reinforcement and a carbon matrix, and ceramic matrix composites (CMC) with refractory fiber reinforcement (carbon or ceramic) and a ceramic matrix.
  • CMCs are C / SiC composites (carbon fiber reinforcement and silicon carbide matrix) and SiC / SiC composites (silicon carbide based reinforcement and silicon carbide matrix).
  • Composite materials whose reinforcement consists of long fibers are known to have greater toughness and greater mechanical strength than the corresponding monolithic materials.
  • thermostructural composites it is also known that obtaining a higher tenacity is favored by the interposition between the fibers and the matrix of an interphase which ensures a transfer of charge from the matrix to the fiber while by causing a deflection of the cracks appearing in the matrix during mechanical stresses of the material, so that the cracks do not propagate to the fibers, and by ensuring the relaxation of the residual stresses at the bottom of the crack.
  • EP-A-0 172 082 from the applicant to form an inter-phase on the reinforcing fibers having a lamellar microtexture, before densification by the matrix.
  • This is achieved by forming on the fibers a layer of rough laminar type pyrocarbon (PyC) or boron nitride (BN) obtained by chemical vapor deposition or infiltration.
  • the stacks of atomic planes of PyC or BN give the interphase its lamellar microtexture.
  • a crack reaches the interphase after having propagated in the matrix, its mode of propagation is modified, so that the crack is deflected parallel to the atomic planes of the interphase, therefore parallel to the fiber, sparing it this.
  • lamellar rinterphase PyC or BN allows the relaxation of the stresses at the bottom of the crack.
  • the preservation of the fibers in the cracked material that it retains its integrity and its mechanical properties and has therefore a much higher toughness than the matrix material when it is monolithic.
  • microtexture of a PyC obtained by chemical vapor deposition or infiltration depends on the deposition or infiltration conditions, in particular on temperature and pressure.
  • very anisotropic PyCs laminar microtexture
  • the rough laminar PyC or weakly anisotropic PyCs non-lamellar microtexture
  • smooth laminar PyC the smooth laminar PyC.
  • interphase the thickness of which is typically more than a hundred nanometers
  • the microtexture of PyC can evolve, within the interphase, from the rough laminar type to the smooth laminar type, without the deposition conditions having been modified. It follows from this uncontrolled development that the interphase does not have the optimal microtexture with, as a main consequence, mechanical properties, at the level of the composite material, lower than those which the reinforcement capacity of the fibers could predict.
  • Oxidation of the interphase can have two types of consequences: destruction of the fiber-matrix coupling (there is no more charge transfer) or "welding" of the fibers directly to the matrix, the composite material then becoming fragile (catastrophic propagation in the fibers of the matrix cracks), depending on the nature of the matrix, the thickness of the interphase and the conditions of use.
  • the deep oxidation of the PyC interphase frequently leads to a total loss of the mechanical characteristics of the composite material.
  • the BN interphase makes it possible to improve the behavior of composite materials somewhat in an oxidizing environment, compared to the PyC interphase.
  • the BN interphase has the same drawback as the PyC interphase, namely the impossibility of precisely controlling the microtexture of the interphase throughout the entire thickness thereof.
  • BN interphases formed by chemical vapor deposition or infiltration do not have the adequate lamellar micro ⁇ texture to enable it to effectively perform the desired functions.
  • the object of the invention is to provide a process allowing the production of a composite material with lamellar interphase between reinforcing fibers and matrix and having improved thermomechanical properties in an oxidizing medium.
  • the object of the invention is more particularly to provide a process allowing the formation of interphases having a controlled lamellar microtexture and resistant to oxidation without requiring long and costly deposition operations.
  • a method of the type comprising the production of a fibrous reinforcement, the fibers of which are provided with a lamellar interphase coating consisting of a plurality of layers, and the densification by a matrix of the fibrous reinforcement provided with the lamellar interphase, process according to which, in accordance with the invention, the lamellar interphase is formed by sequencing on the nanometric scale of several different constituents, at least one of which has intrinsically a lamellar microtexture and of which at least a second is able to protect the former against oxidation.
  • nanometric layers of a first constituent with lamellar microtexture for example PyC, BN or BC3, can be formed alternately with one or more nanometric layers of a second constituent having a function of protection against oxidation .
  • the second constituent is a refractory material having in itself or by an oxidation product healing properties.
  • the materials suitable for this purpose are those capable of giving rise to glasses, in particular materials based on silica and / or boron. Mention may in particular be made of silicon carbide (SiC) or silicon nitride (S ⁇ 3N4) giving silica by oxidation, and silicon borides (SiB SiBô) or a compound taken from the ternary SiBC (codeposition of the elements Si, B and C) giving a borosilicate glass by oxidation.
  • a feature of the invention therefore consists in the association, within the interphase of at least one first constituent with lamellar microtexture, with at least one second constituent having a function of protection against oxidation. This results in a lamellar microtexture interphase with protection against integrated oxidation.
  • Another feature of the invention consists in carrying out the interphase by nanometric sequencing. This is preferably carried out by chemical vapor deposition or infiltration in a chamber where a plurality of successive cycles are carried out, each comprising the introduction of a reaction gas phase and its maintenance in the chamber for a first inte lie of time having a predetermined duration to form an elementary layer .-. interphase having a controlled thickness of the order of a nanometer, followed by the evacuation of the gaseous reaction products for a second time interval, the cycles being carried out consecutively in the chamber until the desired thickness for the interphase is obtained .
  • microtexture and the thickness of each layer can then be precisely controlled by the precise conditions set for chemical vapor deposition or infiltration and its duration, during each cycle.
  • the elementary layers of the interphase are formed during consecutive cycles while the fibers of the reinforcement remain in the enclosure where the chemical vapor deposition or infiltration operations are carried out.
  • Each first part of the cycle during which a reaction gas phase is admitted and maintained in the chamber until a nanometric elementary layer is obtained, has a duration which can be limited to a few seconds or a few tens of seconds.
  • Each second part of the cycle during which the gaseous reaction products are removed from the chamber, for example by pumping or by sweeping with a neutral gas, has a duration which normally does not exceed one or more seconds. Because the cycles follow one another consecutively, advantageously without interruption, and the duration of each cycle is short, the total time of formation of the interphase is relatively short, even when several tens of cycles are necessary. Contrary to what is taught in document FR-A-
  • one or more consecutive layers of the first constituent with lamellar microtexture may alternate with one or more consecutive layers of the second constituent.
  • the thicknesses of the layers of the first constituent and of the layers of the second constituent are equal or not. They can be constant throughout the interphase, or evolving, the evolution of the thickness being controlled by variation of the deposition parameters or chemical vapor infiltration (partial pressures of the components of the reaction gas phase in the reaction chamber, duration of the first parts of the cycles, ...)
  • one of the two constituents can be obtained by modification of the reaction gas phase giving the other constituent, for example by adding a component to this gas phase which disturbs the deposition and gives it different characteristics.
  • Another possibility consists in carrying out cycles in which the duration of the first part (admission and maintenance of the reaction gas phase) takes on different values.
  • a reaction gas phase giving a deposition of silicon carbide can, after a certain period of time leading to a depletion of this phase, give a co-deposition of silicon carbide and carbon.
  • the passage from one constituent of the interphase to the other then occurs simply by variation of the duration of deposition in a cycle.
  • the formation of the lamellar interphase on the fibers of the fibrous reinforcement can take place at any stage of production of the reinforcement, from strands of fibers to an elaborate multidirectional fibrous preform having a shape corresponding to that of a piece of composite material to be obtained, passing through an intermediate stage, for example a fabric obtained by weaving wicks of fibers.
  • the interphase is carried out directly on the preform, the last stage of development of the fibrous reinforcement.
  • FIG. 1 is a very schematic general view of an installation allowing the implementation of the method according to the invention
  • FIG. 2 illustrates the variation in pressure as a function of time within the chemical vapor infiltration chamber of the installation of FIG. 1, during the implementation of a method according to the invention.
  • FIG. 1 An installation allowing the implementation of the process according to the invention is illustrated in FIG. 1.
  • This installation is of the type commonly used for carrying out chemical vapor infiltration operations. It comprises, in a manner known per se, a graphite armature 10 delimiting a reaction chamber 12.
  • the armature 10 is surrounded by a metal inductor 14 with the interposition of a thermal insulator.
  • the assembly comprising the armature 10 and the inductor 14 can be housed inside a sealed enclosure, as described for example in document WO-A-87/04733.
  • the substrate 18 may be in the form of strands of fibers, threads, fabrics or other bi-monthly structures ( layers of unidirectional wires or cables, layers of felt, etc.), or of three-dimensional structures constituting preforms of parts made of composite material to be produced in accordance with the invention.
  • the interphase is formed on the fibers of the substrate 18 by sequential deposition of nanometric elementary layers of several different constituents. Each elementary layer is formed by admission into the chamber 12 of a reaction gas phase which, under predetermined conditions of partial pressure of the or each constituent of the gas phase in the chamber, and of temperature in the chamber, gives the desired deposit. by decomposition of the gas phase or reaction between the constituents in contact with the fibers of the substrate I.
  • Gaseous phases suitable for forming deposits of the desired nature are admitted to the upper part of the chamber 12, from gas sources 20a, 20b, 20ç, ... through respective injection valves 22a, 22b, 22ç , ...
  • the constituents of the gas phase come from different sources and mixed when they are admitted into chamber 12.
  • the number and nature of the gas sources depend on the constituents chosen for the elementary layers forming the interphase. As non-limiting examples, the following sources can be provided:
  • MTS methyltrichlorosilane CH SiCC
  • H2 hydrogen
  • a source of ammonia (NH3) and a source of boron trifluoride (BF3) which, admitted separately into the chamber, react there to give rise to a deposit of BN.
  • the gaseous reaction products including the residual gaseous reaction phase, are extracted at the bottom of the chamber 12.
  • the extraction is carried out by opening a valve. stop 24, which puts the chamber 12 in communication with a vacuum pump 26 through a liquid nitrogen trap 28 making it possible to retain the undesirable gaseous species and to avoid their rejection in the ambient medium.
  • the extraction of the reaction gases by vacuum can be replaced or supplemented by sweeping the chamber 12 with an inert gas, such as nitrogen or argon, which is introduced into the enclosure from a source 30 through an injection valve 32.
  • the valves 22a, 22b, 22c, ..., 24 and 32 are controlled by a controller 34.
  • the latter also receives signals from sensors 36, 38 representative of the temperature and the pressure in the enclosure. From these signals, the automaton controls a source 16 of electrical supply to the inductor 14 so that a predetermined temperature prevails in the chamber 12, and controls the stop valve 24 so that a determined pressure prevails in the enclosure before each admission of reaction gas phase.
  • the lamellar interphase is advantageously carried out by chemical vapor infiltration implemented in pulsed fashion.
  • Each elementary layer constituting the interphase is formed during a cycle comprising the introduction of the reaction gas phase corresponding to the nature of the elementary layer to be formed and the maintenance of this gas phase for a predetermined period (first part of the cycle) and the extraction of products from reaction (second part of the cycle).
  • the cycles follow one another without interruption.
  • the interphase is formed by an alternation of n elementary layers of the first constituent and of m elementary layers of the second constituent.
  • Each elementary layer of the first constituent is formed during a cycle A comprising raising the pressure from the value PR of residual pressure in the chamber to a value P ⁇ by admission of a first gas phase giving the first constituent, maintaining for a period D ⁇ for the deposition of the elementary layer, and the extraction of the reaction products until the pressure PR is returned.
  • each elementary layer of the second constituent is formed during a cycle B comprising raising the pressure from the PR value to a Pg value by admission of a second gas phase giving the second constituent, maintaining for a duration Dg for the deposition of the elementary layer, and the extraction of the reaction products until the pressure PR is returned.
  • the admission of the reaction gas phase causes a sudden rise in the pressure in the chamber.
  • This admission is carried out by controlling the opening of the corresponding injection valve or valves by the automatic device 34 for the time necessary, taking into account the gas flow rates, to reach in the chamber 12 the desired pressure P ⁇ ⁇ (or PJ -J).
  • P ⁇ ⁇ or PJ -J
  • the pressure value P ⁇ or P ⁇ is chosen, as well as the temperature inside the chamber to obtain a deposit of the desired nature and texture.
  • the deposition of the elementary layer occurs until the end of the duration D ⁇ or Dg.
  • the stop valve 24 is then opened by the automaton 34 causing the extraction of the reaction products and the drop in the pressure in the chamber 12 of the residual value PAM OR ⁇ BM reached at the end of the deposit stage until the PR value at which the pressure is maintained until the start of the next cycle.
  • the duration D / or Dg of the deposition stage is chosen as a function of the thickness desired for the elementary layer.
  • this duration can vary between a few seconds and a minute, it being noted that the deposition rate also depends on the material of the layer elementary, pressure temperature, geometry of the chamber and its loading.
  • the time necessary for the passage from the residual pressure PR to the pressure P ⁇ or Pg is generally of the order of a second, at most a few seconds, while the time necessary for the extraction of the reaction products and the return to PR pressure is generally several seconds, at most ten seconds.
  • the total duration of a cycle can be limited to a few tens of seconds.
  • the total duration of formation of the interphase is relatively short.
  • n and m have integer values, which may be equal to 1, chosen according to the desired distribution between the first and the second constituent in the interphase. These values can be constant or variable in the thickness of the interphase. It is thus possible to vary the rate of one of the constituents of the interphase in the thickness thereof. Furthermore, a controlled variation in the thickness and / or microtexture of the elementary layers of the first constituent and / or of the second constituent is possible by varying the parameters D ⁇ and / or P ⁇ and / or the parameters Dg and / or Pg.
  • I ⁇ B or BA separating two different cycles is chosen simply to ensure the extraction of the reaction products and the return to the residual pressure PR in the chamber. This applies of course when the deposition temperatures are the same for cycles A and for cycles B. If this were not so, each transition ⁇ AB OR ⁇ BA between a c y c ⁇ e A and a cycle B or vice versa, should have a sufficient time to stabilize the temperature in the room at the suitable value for the cycle to come.
  • Another series of microcomposites is produced by depositing on each Si-CO monofilament an interphase of the same overall thickness (100 nm) consisting exclusively of PyC then by coating each coated monofilament in a SiC matrix in a similar manner (samples II).
  • the PyC interphase is obtained by chemical vapor infiltration implemented in a pulsed manner by carrying out successive cycles of propane admission such as cycles A above.
  • Vf denotes the volume fraction of fibers (percentage of the volume of the composite occupied by the fibers)
  • FR designates the breaking load
  • the other part of the microcomposites is aged in an oxidizing atmosphere (air) and under load at 75% of their breaking load (so as to multi-crack the SiC matrix) at temperatures ranging from ambient temperature to 1200 ° C. After cooling, the microcomposites are tested in ambient traction as indicated above.
  • Example 1 is repeated by creating on the identical Si-C-O monofilaments an inte ⁇ hase with nanometric sequencing, by modifying the deposition conditions as shown in Table III.
  • microcomposites and microcomposites with conventional pyrocarbon inte ⁇ hase are maintained in tension at 600 ° C. in air at a load rate corresponding to 70% of their load at break.
  • the nanometer sequencing inte ⁇ hase microcomposites break after an average duration of 40 hours whereas for those of pyrocarbon inte ⁇ hase the rupture occurs after a duration of 20 hours which confirms the interest of these lamellar inte ⁇ hases in an oxidizing environment.
  • Example 3 Example 1 is repeated by replacing the monofilaments of Si-CO- fibers from the company Nippon Carbon with monofilaments extracted from strands of Si-C-Ti-O fibers sold under the name "Tyrano" by the Japanese company UBE .
  • the results of the tensile tests, given in Table IV, show that the nanometric sequencing inter ⁇ hase (PyC / SiC) 5 (samples III) does not significantly improve the fracture characteristics of the microcomposites (Young's modulus is higher but stress and strain at break are lower) compared to the PyC inter ⁇ hase (samples IV), when the materials are tested in the raw state of production.
  • the residual fracture characteristics are preserved by the microcomposites with inte ⁇ hase (PyC / SiC) 5 while they become very weak ( ⁇ ⁇ ⁇ 120 MPa) for those at inte ⁇ hase PyC.
  • Example 4 Example 1 is repeated by creating a nanometric sequencing inte ⁇ hase on the Si-CO monofilaments, no longer by modifying the nature of the gas reaction phases introduced into the infiltration chamber but by using the same reaction gas phase and by sequentially increasing the duration of one (or more) deposit steps. This procedure results, in the case of the deposition of SiC from the CH3SiCl3 / H2 mixture, by the in situ depletion of the gaseous phase in CH3SiCl3 and by a co-deposit consisting of SiC + C.
  • the entintehase is then no longer a (PyC / SiC) n sequence but a [(SiC + PyC) / SiC] n sequence in which the PyC lamellae have been replaced by PyC + codeposit lamellae SiC, the strips of pure SiC remaining unchanged.
  • the SiC matrix was deposited, as already indicated in Example 1. The conditions for depositing the elementary layers SiC + C and SiC are given in Table V.
  • the inte ⁇ hase microcomposites [(SiC + PyC) / SiC] n are tensile tested at room temperature. Their mechanical characteristics at break are close (but nevertheless slightly lower) than those given in Table II for homologous microcomposites (PyC / SiC) n .
  • the fact of having reduced the overall free carbon content in the inter ⁇ hase and especially of having dispersed on the nanometric scale the free carbon in a stainless material, SiC has the consequence of giving the microcomposites with inte ⁇ hase [ (SiC + PyC) / SiC] n better resistance under load in an oxidizing medium.
  • This example illustrates the possibilities offered by the invention with regard to the controlled construction of the inte ⁇ hase in ceramic matrix composites.
  • Examples V Nippon Carbon are stacked in tools and then coated for a first batch (samples V), of an inte ⁇ hase with nanometric sequencing PyC / SiC with an overall thickness of 300 nm present at a composition gradient in SiC according to its thickness (the rate SiC passing from 10% by volume at the fiber / interohase interface to around 90% by volume near the inte ⁇ hase / matrix interface) and, for a second batch (sa second batch (sa second batch (samples VI) are coated with an inte ⁇ hase of 100 nm of PyC by conventional chemical vapor infiltration.
  • the two preforms thus treated are densified by an SiC matrix by conventional chemical vapor infiltration.
  • the SiC composition gradient in the inter ⁇ hase is obtained by gradually increasing the m / n ratio between series of SiC layers alternating with series of PyC layers.
  • Table VI shows that the rough V and VI composites have close tensile strengths.
  • the composite with conventional PyC inte compositehase (samples VI) has lost practically all resistance whereas the composite with sequential inte ⁇ hase and with composition gradient (samples V), in which the carbon is dispersed in the SiC, practically retains its initial breaking strength.
  • the same materials when subjected to a tensile stress of 150 MPa (inducing the multifissuring of the SiC matrix) at 600 ° C in an oxidizing atmosphere (air), have lifetimes ⁇ very different; the material V does not break after 100 hours while the material VI breaks after 25 hours.
  • inte ⁇ hases formed from more than two constituents, for example by using several constituents with lamellar microtexture and / or several refractory constituents having a protective function against oxidation.
  • constituent with lamellar microtexture in the above examples is the rough laminar type PyC, it is of course conceivable to use another constituent of similar microtexture such as BN or BC3.
  • BN deposition can be carried out using a precursor constituted by a BF3 + NH3 mixture (proportions by volume 1/2).
  • the two gases are sucked independently from BF3 and NH3 tanks and mixed only after entering the infiltration chamber to avoid the formation of reaction products in the pipes.
  • the infiltration temperature is approximately 1050 ° C. and the maximum pressure reached during a deposition cycle is approximately 3 kPa.

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Abstract

L'interphase est formée par un séquençage à l'échelle nanométrique de plusieurs constituants différents dont au moins un premier présente intrinsèquement une microtexture lamellaire et dont au moins un deuxième est apte à protéger le premier contre l'oxydation. Plusieurs couches élémentaires d'un premier constituant à microtexture lamellaire choisi par exemple parmi le pyrocarbone, le nitrure de bore et le BC3 sont formées en alternance avec une ou plusieurs couches élémentaires d'un deuxième constituant ayant une fonction de protection contre l'oxydation choisi par exemple parmi SiC, Si3N4, SiB4, SiB6 ou un codépôt des éléments Si, B, C. Les couches élémentaires d'interphase dont l'épaisseur est de préférence inférieure à 10 nanomètres, sont formées par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur sous forme pulsée.

Description

Procédé de fabrication d'? i matériau composite à interphase lamellaire entre fibres de renfort et n rice, et matériau tel qu'obtenu par le procédé.
La présente invention concerne la fabrication de matériaux composites comportant un renfort fibreux densifié par une matrice et une interphase lamellaire entre les fibres du renfort et la matrice.
Un domaine particulier d'application de l'invention est celui des matériaux composites thermostructuraux. Ceux-ci sont caractérisés par des propriétés mécaniques qui les rendent aptes à constituer des éléments de structure et par une capacité à conserver ces propriétés mécaniques jusqu'à des températures élevées. Les matériaux composites thermostructuraux sont utilisés notamment pour réaliser des pièces de moteurs ou de réacteurs, ou des éléments de structures de véhicules spatiaux, exposés à des échauffements importants.
Des exemples de matériaux composites thermostructuraux sont les composites carbone/carbone (C/C) comportant un renfort en fibres de carbone et une matrice en carbone, et les composites à matrice céramique (CMC) comportant un renfort en fibres réfractaires (carbone ou céramique) et une matrice céramique. Des CMC usuels sont les composites C/SiC (renfort en fibres de carbone et matrice en carbure de silicium) et les composites SiC/SiC (renfort en fibres à base de carbure de silicium et matrice en carbure de silicium). Les matériaux composites dont le renfort est constitué de fibres longues sont connus pour posséder une plus grande ténacité et une plus grande résistance mécanique que les matériaux monolithiques correspondants.
Dans le cas des composites thermostructuraux, il est connu également que l'obtention d'une ténacité plus élevée est favorisée par l'interposition entre les fibres et la matrice d'une interphase qui assure un transfert de charge de la matrice vers la fibre tout en provoquant une déviation des fissures apparaissant dans la matrice lors de sollicitations mécaniques du matériau, pour que les fissures ne se propagent pas aux fibres, et en assurant la relaxation des contraintes résiduelles à fond de fissure. Pour réaliser ces objectifs, il a été proposé dans le document
EP-A-0 172 082 de la demanderesse de former sur les fibres du renfort une inter¬ phase ayant une microtexture lamellaire, avant densification par la matrice. Cela est réalisé en formant sur les fibres une couche de pyrocarbone (PyC) de type laminaire rugueux ou de nitrure de bore (BN) obtenue par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur. Les empilements de plans atomiques de PyC ou de BN confèrent à l'interphase sa microtexture lamellaire. Dans le matériau final obtenu, lorsqu'une fissure parvient à l'interphase après s'être propagée dans la matrice, son mode de propagation est modifié, de sorte que la fissure est déviée parallèlement aux plans atomiques de l'interphase, donc parallèlement à la fibre, épargnant celle- ci. En outre, en raison de son caractère élastique en cisaillement, rinterphase lamellaire PyC ou BN permet la relaxation des contraintes à fond de fissure. La préservation des fibres dans le matériau fissuré fait que celui-ci conserve son intégrité et ses propriétés mécaniques et présente par conséquent une ténacité beaucoup plus élevée que le matériau de la matrice lorsqu'il' est monolithique.
Il est bien connu que la microtexture d'un PyC obtenu par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur dépend des conditions de dépôt ou d'infiltration, notamment de la température et de la pression. Ainsi, selon les conditions, il peut être obtenu des PyC très anisotropes (microtexture lamellaire), comme le PyC de type laminaire rugueux ou des PyC peu anisotropes (microtexture non lamellaire) comme le PyC de type laminaire lisse. Or, lors du dépôt d'une interphase PyC, dont l'épaisseur est typiquement de plus d'une centaine de nanometres, il a été observé que la microtexture du PyC peut évoluer, au sein de l'interphase, du type laminaire rugueux au type laminaire lisse, sans que les conditions de dépôt aient été modifiées. Il résulte de cette évolution non contrôlée que l'interphase ne présente pas la microtexture optimale avec, pour conséquence principale, des propriétés mécaniques, au niveau du matériau composite, inférieures à celles que pourrait laisser prévoir la capacité de renforcement des fibres.
Il est également connu de l'homme de l'art que les composites à interphase PyC résistent mal à un maintien prolongé en atmosphère oxydante à une température élevée et sous sollicitations mécaniques. Cette faiblesse, qui constitue l'une des limitations importantes de l'emploi de composites à matrice SiC et interphase PyC, est due à la propriété qu'a l'interphase PyC de s'oxyder dès que la température atteint 450 à 500*C, avec formation d'oxydes volatils (CO2 et/ou CO selon la température), et à la formation par voie de conséquence d'un pore annulaire autour de la fibre. Cette oxydation est favorisée par la fissuration de la matrice sous sollicitations mécaniques et est d'autant plus aisée - toutes choses étant égales par ailleurs - que le nombre de sites dits actifs est grand, c'est-à-dire que la structure et la microtexture du PyC sont plus imparfaites.
L'oxydation de l'interphase peut avoir deux types de conséquences : destruction du couplage fibres-matrice (il n'y a plus de transfert de charge) ou "soudure" des fibres directement à la matrice, le matériau composite devenant alors fragile (propagation catastrophique dans les fibres des fissures matricielles), ce suivant la nature de la matrice, l'épaisseur de l'interphase et les conditions d'utilisation. En pratique, l'oxydation en profondeur de l'interphase PyC conduit fréquemment à une perte totale des caractéristiques mécaniques du matériau composite.
L'interphase BN permet d'améliorer quelque peu la tenue des matériaux composites dans un environnement oxydant, par rapport à l'interphase PyC. Toutefois, l'interphase BN présente un même inconvénient que l'interphase PyC, à savoir l'impossibilité de contrôler précisément la microtexture de l'interphase dans toute l'épaisseur de celle-ci. Le plus souvent, les interphases BN formées par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur n'ont pas la micro¬ texture lamellaire adéquate pour lui permettre d'assurer efficacement les fonctions recherchées.
Pour s'affranchir de l'utilisation de matériaux à microtexture lamellaire, tels que PyC et BN, avec les inconvénients qu'ils présentent, notamment une tenue insuffisante à l'oxydation aux températures élevées, il a été proposé dans le document FR-A-2 673 937 de réaliser une interphase inoxydable formée de plusieurs couches qui lui confèrent, par une approche mécanique, une texture globale feuilletée. Les couches constitutives de l'interphase sont en céramique de type oxyde (par exemple alumine ou zircone) ou non oxyde (par exemple carbure de silicium ou nitrure de silicium). Afin de conserver des liaisons faibles entre les couches, qui donnent à l'interphase dans son ensemble une texture feuilletée, les couches sont formées de différentes céramiques lors d'étapes distinctes de dépôt chimique en phase vapeur. Il est également proposé de former des couches d'une céramique ayant des morphologies différentes faisant varier les conditions du dépôt chimique en phase vapeur d'une couche à l'autre. Il est encore proposé d'inhiber les liaisons chimiques entre couches d'une même céramique en dopant les couches avec des impuretés ou en modifiant leur état de surface.
Ces solutions imposent la réalisation d'une pluralité de dépôts chimiques en phase vapeur, soit dans des conditions différentes, soit avec des étapes intermédiaires. Elle est donc longue et coûteuse à mettre en oeuvre. En outre, le nombre de couches formant l'interphase ne peut pas être trop élevé, car cela impose autant d'opérations de dépôt chimique en phase vapeur. Il en résulte une limitation du caractère feuilleté (5 à 10 couches) et une épaisseur de couche (plusieurs dizaines de nanometres) très supérieure à l'intervalle entre plans atomiques (environ 0,33 nanomètre) pour des interphases PyC ou BN à microtexture lamellaire.
L'invention a pour objet de fournir un procédé permettant la réalisation d'un matériau composite à interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice et ayant des propriétés thermomécaniques améliorées en milieu oxydant.
L'invention a plus particulièrement pour objet de fournir un procédé permettant la formation d'interphases ayant une microtexture lamellaire contrôlée et résistant à l'oxydation sans nécessiter d'opérations de dépôt longues et coûteuses.
Ces objets sont atteints grâce à un procédé du type comprenant la réalisation d'un renfort fibreux dont les fibres sont munies d'un revêtement d'interphase lamellaire constitué d'une pluralité de couches, et la densification par une matrice du renfort fibreux muni de l'interphase lamellaire, procédé selon lequel, conformément à l'invention, l'interphase lamellaire est formée par un séquençage à l'échelle nanométrique de plusieurs constituants différents dont au moins un premier présente intrinsèquement une microtexture lamellaire et dont au moins un deuxième est apte à protéger le premier contre l'oxydation.
Par séquençage à l'échelle nanométrique de plusieurs constituants, on entend ici la formation successive de couches élémentaires ayant une épaisseur de l'ordre du nanomètre, c'est-à-dire de préférence inférieure à 10 nanometres. Une ou plusieurs couches nanométriques d'un premier constituant à microtexture lamellaire, par exemple du PyC, du BN ou du BC3, peuvent être formées en alternance avec une ou plusieurs couches nanométriques d'un deuxième constituant ayant une fonction de protection contre l'oxydation. De préférence, le deuxième constituant est un matériau réfractaire ayant en lui-même ou par un produit d'oxydation des propriétés cicatrisantes. Cette fonction de cicatrisation est assurée, aux températures d'utilisation du matériau composite, par passage à l'état pâteux, permettant un colmatage d'éventuelles porosités apparaissant dans l'interphase et un "enrobage" du constituant à microtexture lamellaire. Les matériaux convenant à cet effet sont ceux capables de donner naissance à des verres, notamment des matériaux à base de silice et/ou de bore. On peut citer notamment le carbure de silicium (SiC) ou le nitrure de silicium (SÈ3N4) donnant de la silice par oxydation, et les borures de silicium (SiB SiBô) ou un composé pris dans le ternaire SiBC (codépôt des éléments Si, B et C) donnant un verre borosilicate par oxydation. Le choix du matériau dépend notamment des conditions d'utilisation du matériau composite afin que le passage du verre à l'état pâteux se produise à la température d'utilisation. Une particularité de l'invention consiste donc dans l'association, au sein de l'interphase d'au moins un premier constituant à microtexture lamellaire, avec au moins un deuxième constituant ayant une fonction de protection contre l'oxydation. On aboutit ainsi à une interphase à microtexture lamellaire à protection contre l'oxydation intégrée.
Une autre particularité de l'invention consiste dans la réalisation de l'interphase par séquençage nanométrique. Celui-ci est mis en oeuvre de préférence par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur dans une chambre où sont réalisés une pluralité de cycles successifs comprenant chacun l'introduction d'une phase gazeuse réactionnelle et son maintien dans la chambre pendant un premier inte lie de temps ayant une durée prédéterminée pour former une couche élémentaire .-. interphase ayant une épaisseur contrôlée de l'ordre du nanomètre, suivie de l'évacuation des produits de réaction gazeux pendant un deuxième intervalle de temps, les cycles étant réalisés consécutivement dans la chambre jusqu'à obtention de l'épaisseur désirée pour l'interphase.
La microtexture et l'épaisseur de chaque couche peuvent alors être précisément contrôlées par les conditions précises fixées pour le dépôt ou l'infiltration chimique en phase vapeur et sa durée, lors de chaque cycle. Une évolution indésirable de la microtexture, telle qu'elle a pu être observée dans l'art antérieur lorsque l'interphase est formée en une seule opération de dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur, est ainsi évitée.
Avantageusement, les couches élémentaires de l'interphase sont formées au cours des cycles consécutifs alors que les fibres du renfort restent dans l'enceinte où sont réalisées les opérations de dépôt ou infiltr?tion chimique en phase vapeur. Chaque première partie de cycle, au cours de laquelle une phase gazeuse réactionnelle est admise et maintenue dans la chambre jusqu'à obtention d'une couche élémentaire nanométrique, a une durée qui peut être limitée à quelques secondes ou quelques dizaines de secondes. Chaque deuxième partie de cycle, au cours de laquelle les produits gazeux de réaction sont évacués de la chambre, par exemple par pompage ou par balayage par un gaz neutre, a une durée qui n'excède normalement pas une ou plusieurs secondes. Du fait que les cycles se succèdent de façon consécutive, avantageusement sans interruption, et que la durée de chaque cycle est brève, le temps total de formation de l'interphase est relativement court, même lorsque plusieurs dizaines de cycles sont nécessaires. Contrairement à ce qui est enseigné dans le document FR-A-
2673 937, aucune mesure particulière n'est prise pour éviter une liaison entre les couches élémentaires d'interphase formées successivement. Le caractère lamellaire de l'interphase est apporté par le premier constituant de celle-ci, non par un feuilletage formé de couches non liées entre elles.
Comme déjà indiqué, une ou plusieurs couches consécutives du premier constituant à microtexture lamellaire peuvent alterner avec une ou plusieurs couches consécutives du deuxième constituant. Les épaisseurs des couches du premier constituant et des couches du deuxième constituant sont égales ou non. Elles peuvent être constantes dans toute l'interphase, ou évolutives, l'évolution de l'épaisseur étant contrôlée par variation des paramètres de dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur (pressions partielles des composants de la phase gazeuse réactionnelle dans la chambre de réaction, durée des premières parties des cycles, ...)
Par variation des épaisseurs des couches du premier et/ou du deuxième constituant et/ou par variation du rapport entre nombre de couches du premier constituant et nombre de couches du deuxième constituant, il est possible de faire varier le taux d'au moins l'un des constituants dans l'épaisseur de l'interphase pour obtenir un gradient de composition désiré.
Selon un mode particulier de mise en oeuvre de l'invention, l'un des deux constituants peut être obtenu par modification de la phase gazeuse réactionnelle donnant l'autre constituant, par exemple en rajoutant un composant à cette phase gazeuse qui perturbe le dépôt et lui confère des caractéristiques différentes.
Une autre possibilité consiste à réaliser des cycles dans lesquels la durée de la première partie (admission et maintien de la phase gazeuse réactionnelle) prend des valeurs différentes. L'allongement de la durée au cours de laquelle la phase gazeuse, qui a été admise dans l'enceinte, y est maintenue en vase clos, se traduit par un appauvrissement de la phase gazeuse pouvant, au-delà d'une certaine limite, entraîner une modification de la nature du dépôt. Par exemple, une phase gazeuse réactionnelle donnant un dépôt de carbure de silicium peut, après une certaine durée conduisant à un appauvrissement de cette phase, donner un co- dépôt de carbure de silicium et de carbone. Le passage d'un constituant de l'interphase à l'autre se produit alors simplement par variation de la durée de dépôt dans un cycle.
La formation de l'interphase lamellaire sur les fibres du renfort fibreux peut avoir lieu à tout stade de réalisation du renfort, depuis des mèches de fibres jusqu'à une préforme fibreuse multidirectionnelle élaborée ayant une forme correspondant à celle d'une pièce en matériau composite à obtenir, en passant par un stade intermédiaire, par exemple un tissu obtenu par tissage des mèches de fibres. De préférence toutefois, l'interphase est réalisée directement sur la préforme, dernier stade d'élaboration du renfort fibreux. L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description et des exemples donnés ci-après à titre indicatif mais non limitatif.
Il sera fait référence aux dessins annexés sur lesquels : la figure 1 est une vue générale très schématique d'une installation permettant la mise en oeuvre du procédé selon l'invention; la figure 2 illustre la variation de pression en fonction du temps au sein de la chambre d'infiltration chimique en phase vapeur de l'installation de la figure 1, lors de la mise en oeuvre d'un procédé selon l'invention.
Une installation permettant la mise en oeuvre du procédé conforme à l'invention est illustrée par la figure 1. Cette installation est du type couramment utilisé pour effectuer des opérations d'infiltration chimique en phase vapeur. Elle comprend, de façon connue en soi, un induit 10 en graphite délimitant une chambre de réaction 12. L'induit 10 est entouré d'un inducteur métallique 14 avec interposition d'un isolant thermique. L'ensemble comprenant l'induit 10 et l'inducteur 14 peut être logé à l'intérieur d'une enceinte étanche, comme décrit par exemple dans le document WO-A-87/04733.
Un substrat fibreux 18, dont les fibres doivent être revêtues d'une interphase à microtexture lamellaire, est disposé dans la chambre 12. Le substrat 18 peut être à l'état de mèches de fibres, fils, tissus ou autres structures bidi— mensionnelles (nappes de fils ou de câbles unidirectionnels, couches de feutre, ...), ou encore de structures tridimensionnelles constituant des préformes de pièces en matériau composite à réaliser conformément à l'invention. L'interphase est formée sur les fibres du substrat 18 par dépôt séquentiel de couches élémentaires nanométriques de plusieurs constituants différents. Chaque couche élémentaire est formée par admission dans la chambre 12 d'une phase gazeuse réactionnelle qui, dans des conditions prédéterminées de pression partielle du ou de chaque constituant de la phase gazeuse dans la chambre, et de température dans la chambre, donne le dépôt recherché par décomposition de la phase gazeuse ou réaction entre les constituants au contact des fibres du substrat I .
Des phases gazeuses propres à former des dépôts de nature désirée sont admises à la partie supérieure de la chambre 12, à partir de sources de gaz 20a, 20b, 20ç, ... à travers des vannes d'injection respectives 22a, 22b, 22ç, ... Dans certains cas, les constituants de la phase gazeuse sont issus de sources différentes et mélangés lors de leur admission dans la chambre 12.
Le nombre et la nature des sources de gaz dépendent des constituants choisis pour les couches élémentaires formant l'interphase. A titre d'exemples non limitatifs, les sources suivantes peuvent être prévues :
- une source d'un alcane, notamment de propane, ou d'un mélange d'alcanes, dont la décomposition peut donner naissance à un dépôt de PyC,
- une source de méthyltrichlorosilane CH SiC^ (MTS) et une source d'hydrogène (H2), le MTS donnant naissance à un dépôt de SiC en présence de H2 servant de catalyseur,
- une source d'ammoniac (NH3) et une source de trifluorure de bore (BF3) qui, admis séparément dans la chambre, y réagissent pour donner naissance à un dépôt de BN.
Après la formation de chaque couche élémentaire d'interphase, les produits de réaction gazeux, y compris le reliquat de phase gazeuse réactionnelle, sont extraits à la partie inférieure de la chambre 12. L'extraction est réalisée par ouverture d'une vanne d'arrêt 24, ce qui met la chambre 12 en communication avec une pompe à vide 26 à travers un piège à azote liquide 28 permettant de retenir les espèces gazeuses indésirables et d'éviter leur rejet dans le milieu ambiant. L'extraction des gaz de réaction par mise sous vide peut être remplacée ou complétée par un balayage de la chambre 12 par un gaz inerte, tel que l'azote ou l'argon, qui est introduit dans l'enceinte à partir d'une source 30 à travers une vanne d'injection 32.
Les vannes 22a, 22b, 22ç, ..., 24 et 32 sont commandées par un automate 34. Celui-ci reçoit en outre des signaux provenant de capteurs 36, 38 représentatifs de la température et de la pression dans l'enceinte. A partir de ces signaux, l'automate commande une source 16 d'alimentation électrique de l'inducteur 14 pour que règne une température prédéterminée dans la chambre 12, et commande la vanne d'arrêt 24 pour que règne une pression déterminée dans l'enceinte avant chaque admission de phase gazeuse réactionnelle.
L'interphase lamellaire est avantageusement réalisée par infiltration chimique en phase vapeur mise en oeuvre de façon puisée. Chaque couche élémentaire constitutive de l'interphase est formée au cours d'un cycle comprenant l'introduction de la phase gazeuse réactionnelle correspondant à la nature de la couche élémentaire à former et le maintien de cette phase gazeuse pendant une durée prédéterminée (première partie du cycle) et l'extraction des produits de réaction (deuxième partie du cycle). Avantageusement, les cycles se succèdent sans interruption.
Cette succession de cycles est illustrée par la figure 2. L'interphase est formée d'une alternance de n couches élémentaires du premier constituant et de m couches élémentaires du deuxième constituant. Chaque couche élémentaire du premier constituant est formée au cours d'un cycle A comprenant l'élévation de la pression de la valeur PR de pression résiduelle dans la chambre à une valeur P^ par admission d'une première phase gazeuse donnant le premier constituant, le maintien pendant une durée D^ pour le dépôt de la couche élémentaire, et l'extraction des produits de réaction jusqu'au retour à la pression PR. De façon similaire, chaque couche élémentaire du deuxième constituant est formée au cours d'un cycle B comprenant l'élévation de la pression de la valeur PR à une valeur Pg par admission d'une deuxième phase gazeuse donnant le deuxième constituant, le maintien pendant une durée Dg pour le dépôt de la couche élémentaire, et l'extraction des produits de réaction jusqu'au retour à la pression PR.
Au début d'un cycle, l'admission de la phase gazeuse réactionnelle provoque une brusque élévation de la pression dans la chambre. Cette admission est réalisée en commandant l'ouverture de la ou des vannes d'injection correspondantes par l'automate 34 pendant la durée nécessaire, compte tenu des débits de gaz, pour atteindre dans la chambre 12 la pression désirée P^\ (ou PJ-J). Celle-ci représente la pression partielle du gaz constituant la phase gazeuse, lorsque celle-ci est à un seul constituant, ou la somme des pressions partielles des gaz constituant la phase gazeuse, lorsque celle-ci est à plusieurs constituants. La valeur de pression P^ ou Pβ est choisie, ainsi que la température à l'intérieur de la chambre pour obtenir un dépôt de nature et texture désirées. Le dépôt de la couche élémentaire se produit jusqu'à la fin de la durée D^ ou Dg. La vanne d'arrêt 24 est alors ouverte par l'automate 34 provoquant l'extraction des produits de réaction et la chute de la pression dans la chambre 12 de la valeur résiduelle PAM OU ^BM atteinte en fin de palier de dépôt jusqu'à la valeur PR à laquelle la pression est maintenue jusqu'au début du cycle suivant.
La durée D/ ou Dg du palier de dépôt est choisie en fonction de l'épaisseur désirée pour la couche élémentaire. A titre indicatif, pour la formation d'une couche nanométrique ici recherchée (c'est-à-dire une épaisseur inférieure à 10 nanometres) cette durée peut varier entre quelques secondes et une minute, étant noté que la vitesse de dépôt dépend aussi du matériau constitutif de la couche élémentaire, de la température de la pression, de la géométrie de la chambre et de son chargement.
La durée nécessaire au passage de la pression résiduelle PR à la pression P^ ou Pg est généralement de l'ordre de la seconde, au plus quelques secondes, tandis que la durée nécessaire à l'extraction des produits de réaction et au retour à la pression PR est généralement de plusieurs secondes, au plus une dizaine de secondes.
De la sorte, la durée totale d'un cycle peut être limitée à quelques dizaines de secondes. Ainsi, même lorsque plusieurs dizaines de cycles sont nécessaires pour atteindre l'épaisseur totale désirée pour l'interphase (au minimum 100 nanometres et généralement plusieurs centaines de nanometres), la durée totale de formation de l'interphase est relativement courte.
Les nombres n et m ont des valeurs entières, pouvant être égales à 1, choisies selon la répartition désirée entre le premier et le deuxième constituant dans l'interphase. Ces valeurs peuvent être constantes ou variables dans l'épaisseur de l'interphase. On peut ainsi faire varier le taux d'un des constituants de l'interphase dans l'épaisseur de celle-ci. Par ailleurs, une variation contrôlée de l'épaisseur et/ou de la microtexture des couches élémentaires du premier constituant et/ou du deuxième constituant est possible en faisant varier les paramètres D^ et/ou P^ et/ou les paramètres Dg et/ou Pg.
Comme déjà indiqué, il est possible de réaliser une interphase à deux constituants différents en utilisant une même phase gazeuse réactionnelle. A cet effet, pour l'un des cycles, par exemple le cycle B, la durée de dépôt Dg est allongée par rapport à la durée de dépôt D^du cycle A jusqu'à ce que l'appauvris- sèment de la phase gazeuse réactionnelle se traduise par une modification de la nature du dépôt. En effet, la réaction conduisant au dépôt se produit en vase clos, sans renouvellement de la phase gazeuse. La composition et/ou la pression partielle de celle-ci peut alors évoluer au point de provoquer une modification du dépôt. Il en est ainsi dans le cas d'une phase gazeuse MTS + H2 donnant norma- lement un dépôt de SiC. Il a été en effet observé qu'un appauvrissement de cette phase gazeuse se traduit au bout d'un certain temps par un codépôt SiC et carbone.
Dans l'exemple illustré par la figure 2, l'intervalle de temps ^A» ^AB»
IβB ou BA séparant deux cycles différents est choisi simplement pour assurer l'extraction des produits de réaction et le retour à la pression résiduelle PR dans la chambre. Cela vaut bien entendu lorsque les températures de dépôt sont les mêmes pour les cycles A et pour les cycles B. S'il n'en était pas ainsi, chaque transition ^AB OU ^BA entre un cyc^e A et un cycle B ou inversement, devrait avoir une durée suffisante pour stabiliser la température dans la chambre à la valeur convenable en vue du cycle à venir.
Des exemples de mise en oeuvre du procédé selon l'invention seront maintenant décrits.
Exemple 1 Des monofilaments extraits de mèches de fibres en carbure de silicium (en fait de composition Si-C-O) commercialisées sous l'appellation "Nicalon NL202" par la société japonaise Nippon Carbon) sont collés à leurs extrémités sur des cadres-supports en graphite afin de les maintenir rectilignes. Chaque cadre- support avec ses monofilaments est introduit dans la chambre d'infiltration. Celle- ci est alternativement remplie de propane, et d'un mélange MTS/H2 dans un rapport volumique [H2] / [MTS] = 6, selon les conditions indiquées au tableau I, de manière à revêtir chacun des filaments d'une interphase à deux constituants PyC/SiC. L'infiltration est réalisée avec des séquences telles qu'illustrées par la figure 2 en faisant alterner 4 cycles A avec admission de propane pour former des couches élémentaires de PyC laminaire rugueux de 2,5 nm d'épaisseur avec 6 cycles B avec admission du mélange MTS/H2 pour former des couches élémentaires de SiC de 1,5 nm d'épaisseur. Le tout est répété 5 fois et conduit à une interphase d'épaisseur globale égale à [2,5 x 4 + 1,5 x 6] x 5 = 95 nm. Ensuite, les monofilaments ainsi recouverts d'interphase PyC/SiC sont enrobés individuellement dans un matrice de SiC pur formée par dépôt chimique en phase vapeur de façon classique à partir du mélange MTS/H2 de manière que la fraction volumique de fibres dans les microcomposites n'excède pas environ 30 % (échantillons I).
Une autre série de microcomposites est réalisée en déposant sur chaque monofilament Si-C-O une interphase de même épaisseur globale (100 nm) constituée exclusivement de PyC puis en enrobant chaque monofilament revêtu dans une matrice SiC de façon similaire (échantillons II). L'interphase PyC est obtenue par infiltration chimique en phase vapeur mise en oeuvre de façon puisée en réalisant des cycles successifs d'admission de propane tels que les cycles A ci- dessus.
Figure imgf000014_0001
Une partie des microcomposites est testée, brute d'élaboration et à température ambiante, à l'aide d'une machine de microtraction. Les résultats rassemblés au tableau II montrent que les caractéristiques à rupture des deux familles de matériaux sont proches, les microcomposites à interphase à deux constituants (PyC/SiC)5 (échantillons I) ne présentant pas d'avantage décisif par rapport aux microcomposites à interphase PyC (échantillons II) quand ils sont testés dans de telles conditions.
Dans le tableau II,
Vf désigne la fraction volumique de fibres (pourcentage du volume du composite occupés par les fibres)
Fj3 désigne la charge en limite d'élasticité
FR désigne la charge à rupture.
Figure imgf000014_0002
L'autre partie des microcomposites est vieillie en atmosphère oxydante (l'air) et sous charge à 75 % de leur charge à rupture (de manière à multifissurer la matrice SiC) à des températures allant de la température ambiante à 1200*C. Après refroidissement, les microcomposites sont testés en traction à l'ambiante comme indiqué plus haut. Il est observé que les caractéristiques mécaniques résiduelles à rupture se dégradent dès vieillissement à 600*C pour les microcomposites à inteφhase de PyC seul alors qu'elles se maintiennent sensiblement après vieillissement à 1200*C pour les microcomposites à inteφhase (PyC/SiC)5- Cet exemple montre l'avantage résultant de la discrétisation du PyC dans l'inteφhase grâce à la possibilité qu'offre l'invention de construire l'inteφhase couche nanométrique par couche nanométrique en faisant alterner de façon contrôlée le PyC (sensible à l'oxydation) et le SiC (qui protège le carbone par la silice qu'il forme à chaud et en atmosphère oxydante). Même si le séquençage nanométrique PyC/SiC n'apporte pas en soi d'amélioration spectaculaire pour ce type de matériau par rapport à l'inteφhase PyC, au plan strictement du transfert des charges, de l'aptitude à dévier les fissures matricielles ou/et de la relaxation des contraintes résiduelles, il conduit à un gain spectaculaire de résistance à l'oxydation sous charge.
Exemple 2
Lexemple 1 est repris en créant sur les monofilaments de Si-C-O identiques une inteφhase à séquençage nanométrique, en modifiant les conditions de dépôt comme le montre le tableau III.
Figure imgf000015_0001
Les forces qu'il est nécessaire d'exercer pour obtenir leurs ruptures sont proches de celles obtenues dans l'exemple précédent (Tableau II). Ces microcomposites et des microcomposites à inteφhase de pyrocarbone conventionnelle sont maintenus en traction à 600*C sous air à un taux de charge correspondant à 70 % de leur charge à rupture. Les microcomposites à inteφhase à séquençage nanométrique rompent après une durée moyenne de 40 heures alors que pour ceux à inteφhase de pyrocarbone la rupture intervient après une durée de 20 heures ce qui confirme l'intérêt de ces inteφhases lamellaires en environnement oxydant.
Exemple 3 L'exemple 1 est repris en remplaçant les monofilaments de fibres Si-C-O- de la société Nippon Carbon par des monofilaments extraits de mèches de fibres Si-C-Ti-O commercialisées sous la dénomination "Tyrano" par la société japonaise UBE. Les résultats des essais de traction, donnés au tableau IV, montrent que l'inteφhase à séquençage nanométrique (PyC/SiC)5 (échantillons III) n'améliore pas de façon sensible les caractéristiques à rupture des microcomposites (le module d'Young est plus élevé mais contrainte et déformation à rupture sont plus faibles) par rapport à l'inteφhase PyC, (échantillons IV), quand les matériaux sont testés à l'état brut d'élaboration. En revanche, après vieillissement à l'air à 800*C pendant 24 heures, les caractéristiques à rupture résiduelles sont conservées par les microcomposites à inteφhase (PyC/SiC)5 alors qu'elles deviennent très faibles (σ^ < 120 MPa) pour ceux à inteφhase PyC.
Figure imgf000016_0001
Exemple 4 L'exemple 1 est repris en créant sur les monofilaments de Si-C-O une inteφhase à séquençage nanométrique, non plus en modifiant la nature des phases réactionnelles gazeuses introduites dans la chambre d'infiltration mais en utilisant une même phase gazeuse réactionnelle et en augmentant séquentiellement la durée d'un (ou plusieurs) paliers de dépôt. Cette procédure se traduit, dans le cas du dépôt de SiC à partir du mélange CH3SiCl3/H2, par l'apprauvissement in situ de la phase gazeuse en CH3SiCl3 et par un codépôt constitué de SiC + C. L'inteφhase est alors non plus une séquence (PyC/SiC)n mais une séquence [(SiC + PyC)/SiC]n dans laquelle les lamelles de PyC ont été remplacées par des lamelles de codépôt PyC + SiC, les lamelles de SiC pur demeurant quant à elles inchangées. Après dépôt de l'inteφhase, on a réalisé le dépôt de la matrice SiC, comme déjà indiqué à l'exemple 1. Les conditions de dépôt des couches élémentaires SiC + C et SiC sont données au tableau V.
Tableau V
Composition Température Pression de Durée de Epaisseur Nombre des dépôts de dépôt (*K) dépôt (kPa) dépôt par (en nm) de cycles cycle (s) déposée successifs par cycle
SiC + C 1273 3 20 -3,5 2
50/50 atomique
SiC 1273 3 2 -1,5 6
Les microcomposites à inteφhase [(SiC + PyC)/SiC]n sont testés en traction à température ambiante. Leurs caractéristiques mécaniques à rupture sont proches (mais toutefois légèrement inférieures) de celles données au tableau II pour les microcomposites homologues (PyC/SiC)n. En revanche, le fait d'avoir diminué dans l'inteφhase la teneur globale en carbone libre et surtout d'avoir dispersé à l'échelle nanométrique le carbone libre dans un matériau inoxydable, SiC, a pour conséquence de donner aux microcomposites à inteφhase [(SiC + PyC)/SiC]n une meilleure résistance sous charge en milieu oxydant. Cet exemple illustre les possibilités qu'offre l'invention quant à la construction contrôlée de l'inteφhase dans les composites à matrice céramique.
Exemple 5 Des tissus de fibres Si-C-O (fibres "Nicalon" de la société japonaise
Nippon Carbon) sont empilés dans des outillages puis revêtus pour un premier lot (échantillons V), d'une inteφhase à séquençage nanométrique PyC/SiC d'épaisseur globale de 300 nm présent αt un gradient de composition en SiC suivant son épaisseur (le taux de SiC passant de 10 % en volume au niveau de l'interface fibre/interohase à environ 90 % en volume au voisinage de l'interface inteφhase/matrice) et, pour un second lot (échantillons VI) sont revêtus d'une inteφhase de 100 nm de PyC par infiltration chimique en phase vapeur classique. Les deux préformes ainsi traitées sont densifiées par une matrice SiC par infiltration chimique en phase vapeur classique. Le gradient de composition en SiC dans l'inteφhase est obtenu en augmentant progressivement le rapport m/n entre séries de couches SiC alternant avec séries de couches PyC.
Deux types d'essais mécaniques sont réalisés sur des éprouvettes parallélépipédiques de 60 x 10 x 3 mm^ taillées dans les matériaux obtenus : (i) des tractions à température ambiante avant et après vieillissement sous charge à l'air et (ii) des essais de flexion 4 points avant et après vieillissement à l'air (distance entre appuis supérieurs : 25,4 mm ; distance entre appuis inférieurs : 50,8 mm). Le tableau VI donne les résultats des essais.
Figure imgf000018_0001
* après 40 heures sous air à 1000'C
** après 20 heures à 1200*C sous air en flexion
Le tableau VI montre que les composites V et VI bruts d'élaboration ont des résistances à rupture voisines. En revanche, après vieillissement à l'air, le composite à inteφhase PyC conventionnelle (échantillons VI) a perdu pratiquement toute résistance alors que le composite à inteφhase séquencée et à gradient de composition (échantillons V), dans laquelle le carbone est dispersé dans le SiC, conserve pratiquement sa résistance à rupture initiale.
De plus, les mêmes matériaux, lorsqu'ils sont soumis à une contrainte de traction de 150 MPa (induisant la multifissuration de la matrice SiC) à 600*C dans une atmosphère oxydante (l'air), ont des durées de vie ^rès différentes ; le matériau V ne présente pas de rupture après 100 heures alors que le matériau VI rompt au bout de 25 heures.
Bien que l'on ait décrit ci-avant la réalisation d'inteφhases à deux constituants, il est possible d'envisager des inteφhases formées de plus de deux constituants, par exemple en utilisant plusieurs constituants à microtexture lamellaire et/ou plusieurs constituants réfractaires ayant une fonction de protection contre l'oxydation. En outre, bien que le constituant à microtexture lamellaire dans les exemples ci-dessus soit le PyC de type laminaire rugueux, il est bien entendu envisageable d'utiliser un autre constituant de microtexture semblable tel que le BN ou le BC3. Le dépôt de BN peut être réalisé à partir d'un précurseur constitué par un mélange BF3 + NH3 (proportions en volume 1/2). Les deux gaz sont aspirés indépendamment de réservoirs de BF3 et NH3 et mélangés seulement après leur entrée dans la chambre d'infiltration pour éviter la formation de produits de réaction dans les canalisations. La température d'infiltration est d'environ 1050* C et la pression maximale atteinte au cours d'un cycle de dépôt est d'environ 3 kPa.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'un matériau composite par densification par une matrice d'un renfort fibreux dont les fibres sont munies d'un revêtement d'inteφhase lamellaire constitué d'une pluralité de couches, caractérisé en ce que l'inteφhase est formée par un séquençage à l'échelle nanométrique de plusieurs constituants différents dont au moins un premier présente intrinsèquement une microtexture lamellaire et dont au moins un deuxième est apte à protéger le premier contre l'oxydation.
2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'une ou plusieurs couches élémentaires d'un premier constituant à microtexture lamellaire sont formées en alternance avec une ou plusieurs couches élémentaires d'un deuxième constituant ayant une fonction de protection contre l'oxydation.
3. Procédé selon l'une quelconque des revendications let 2, caractérisé en ce que l'épaisseur de chaque couche élémentaire d'inteφhase est inférieure à 10 nanometres.
4. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que le matériau à microtexture lamellaire est choisi parmi le pyrocarbone, le nitrure de bore et le BC3.
5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le deuxième constituant est un matériau réfractaire. ayant en lui-même ou par un produit d'oxydation des propriétés cicatrisantes.
6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que le deuxième constituant est choisi parmi SiC, SÎ3N4, SiB SiBô ou un codépôt des éléments Si, B, C.
7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que l'inteφhase est formée par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur à l'intérieur d'une chambre où sont réalisés une pluralité de cycles successifs comprenant chacun l'introduction d'une phase gazeuse réactionnelle et son maintien dans la chambre pendant un premier intervalle de temps ayant une durée prédéterminée pour former une couche élémentaire d'inteφhase ayant une épaisseur contrôlée de l'ordre du nanomètre, suivie de l'évacuation des produits de réaction gazeux pendant un deuxième intervalle de temps, les cycles étant réalisés consécutivement dans la chambre jusqu'à obtention de l'épaisseur désirée pour l'inteφhase.
8. Procédé selon la revendication 7, caractérisé en ce que l'inteφhase est formée par dépôt ou infiltration chimique en phase vapeur à partir d'une même phase gazeuse réactionnelle, une couche élémentaire ayant une première constitution et une couche élémentaire ayant une deuxième constitution différente de la première étant obtenues en modifiant la durée pendant laquelle est formée la couche élémentaire.
9. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que l'on fait varier le taux d'un des constituants de l'inteφhase dans l'épaisseur de celui-ci.
10. Matériau composite comprenant un renfort fibreux densifié par une matrice avec inteφosition d'un revêtement d'inteφhase lamellaire entre les fibres de renfort et la matrice, caractérisé en ce que l'inteφhase lamellaire est constituée par un séquençage à l'échelle nanométrique de plusieurs constituants différents dont au moins un premier présente intrinsèquement une microtexture lamellaire et dont au moins un deuxième est apte à protéger le premier contre l'oxydation.
11. Matériau selon la revendication 10, caractérisé en ce que l'inteφhase est constituée par une alternance d'une ou plusieurs couches élémentaires du premier constituant à microtexture lamellaire avec une ou plusieurs couches élémentaires du deuxième constituant ayant une fonction de protection contre l'oxydation.
12. Matériau selon la revendication 11, caractérisé en ce que l'épaisseur de chaque couche élémentaire d'inteφhase est inférieure à 10 nanometres.
13. Matériau selon l'une quelconque des revendications 10 à 12, caractérisé en ce que le matériau à microtexture lamellaire est choisi parmi le pyrocarbone, le nitrure de bore et le BC3.
14. Matériau selon l'une quelconque des revendications 10 à
13,caractérisé en ce que le deuxième constituant est un matériau réfractaire. ayant en lui-même ou par un produit d'oxydation des propriétés cicatrisantes.
15. Matériau selon la revendication 14, caractérisé en ce que le deuxième constituant est choisi parmi SiC, SÎ3N4, SiB SiBg ou un codépôt des éléments Si, B et C.
PCT/FR1994/001091 1993-09-27 1994-09-20 Procede de fabrication d'un materiau composite a interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et materiau tel qu'obtenu par le procede Ceased WO1995009136A1 (fr)

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Application Number Priority Date Filing Date Title
JP51013795A JP3175834B2 (ja) 1993-09-27 1994-09-20 強化繊維とマトリックスの間にラメラ中間相を有する複合材料の製造方法、およびその製品
UA96031160A UA40631C2 (uk) 1993-09-27 1994-09-20 Спосіб одержання композитного матеріалу із зміцнювальних волокон і матриці, волокна якого мають шарувате покриття , та матеріал, отриманий таким способом
RU96108243A RU2137732C1 (ru) 1993-09-27 1994-09-20 Способ получения композитного материала из упрочняющих волокон и матрицы, волокна которого имеют слоистое покрытие, и материал, полученный этим способом
EP94927699A EP0721438B1 (fr) 1993-09-27 1994-09-20 Procede de fabrication d'un materiau composite a interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et materiau tel qu'obtenu par le procede
US08/619,544 US5738951A (en) 1993-09-27 1994-09-20 Method of manufacturing a composite material with lamellar interphase between reinforcing fibers and matrix, and material obtained
DE69423969T DE69423969T2 (de) 1993-09-27 1994-09-20 Verfahren zur herstellung eines verbundmaterials mit lamellenartiger phase zwischen verstärkungsfibern und matrix, und nach diesem verfahren erhaltener werkstoff
CA002171535A CA2171535C (fr) 1993-09-27 1994-09-20 Procede de fabrication d'un materiau composite a interphase lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et materiau tel qu'obtenu par le procede

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WO (1) WO1995009136A1 (fr)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2756277A1 (fr) * 1996-11-28 1998-05-29 Europ Propulsion Materiau composite a matrice ceramique et renfort en fibres sic et procede pour sa fabrication
EP1762551A1 (fr) * 2005-09-07 2007-03-14 General Electric Company Procédé pour réduire l'oxydation dans des composites céramiques, procédé pour fabriquer un corps céramique composite et un corps comprenant une couche protectrice en céramique composite

Families Citing this family (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7427428B1 (en) 2003-06-24 2008-09-23 The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration Interphase for ceramic matrix composites reinforced by non-oxide ceramic fibers
US20050158171A1 (en) * 2004-01-15 2005-07-21 General Electric Company Hybrid ceramic matrix composite turbine blades for improved processibility and performance
US7597838B2 (en) * 2004-12-30 2009-10-06 General Electric Company Functionally gradient SiC/SiC ceramic matrix composites with tailored properties for turbine engine applications
FR2882356B1 (fr) * 2005-02-23 2008-08-15 Snecma Propulsion Solide Sa Procede de fabrication de piece en materiau composite a matrice ceramique et piece ainsi obtenue
CA2619509C (fr) 2005-08-12 2015-01-06 Modumetal, Llc. Materiaux composites a composition modulee et leurs procedes de fabrication
US8359967B2 (en) 2006-09-29 2013-01-29 Schlumberger Technology Corporation Fluid end reinforced with a composite material
US8434399B2 (en) 2007-09-24 2013-05-07 Schlumberger Technology Corporation Oilfield equipment composed of a base material reinforced with a composite material
CA2730229C (fr) 2008-07-07 2017-02-14 John D. Whitaker Materiaux a propriete modulee et procedes de fabrication de ceux-ci
FR2933970B1 (fr) 2008-07-21 2012-05-11 Snecma Propulsion Solide Procede de fabrication d'une piece en materiau composite thermostructural et piece ainsi obtenue
BRPI1010877B1 (pt) 2009-06-08 2020-09-15 Modumetal, Inc Revestimento de multicamadas resistente à corrosão e método de eletrodeposição
CA2806328C (fr) 2010-07-22 2019-01-22 Modumetal Llc Materiau et procede de deposition electrochimique d'alliages en laiton nanostratifies
US8611077B2 (en) 2010-08-27 2013-12-17 Apple Inc. Electronic devices with component mounting structures
JP5788309B2 (ja) * 2010-12-27 2015-09-30 国立大学法人横浜国立大学 自己治癒能力を有する長繊維強化セラミックス複合材料
FR2983851B1 (fr) * 2011-12-13 2013-12-27 Snecma Propulsion Solide Piece en materiau cmc
RU2524735C2 (ru) * 2012-05-22 2014-08-10 Николай Евгеньевич Староверов Боридная нанопленка или нанонить и способ их получения (варианты)
RU2492139C1 (ru) * 2012-05-22 2013-09-10 Николай Евгеньевич Староверов Высокопрочная нанопленка или нанонить и способ их получения (варианты)
JP6017396B2 (ja) * 2012-12-18 2016-11-02 東京エレクトロン株式会社 薄膜形成方法および薄膜形成装置
US9446989B2 (en) 2012-12-28 2016-09-20 United Technologies Corporation Carbon fiber-reinforced article and method therefor
WO2014146117A2 (fr) 2013-03-15 2014-09-18 Modumetal, Inc. Procédé et appareil d'application en continu de revêtements métalliques nanostratifiés
EA201500948A1 (ru) 2013-03-15 2016-03-31 Модьюметл, Инк. Способ изготовления изделия и изделие, изготовленное вышеуказанным способом
CA2905548C (fr) 2013-03-15 2022-04-26 Modumetal, Inc. Revetements nanostratifies
BR112015022020A8 (pt) 2013-03-15 2019-12-10 Modumetal Inc objeto ou revestimento e seu processo de fabricação
FR3008968B1 (fr) 2013-07-23 2016-12-09 Herakles Procede de fabrication de pieces en materiau composite par impregnation a basse temperature de fusion
FR3009832B1 (fr) * 2013-08-21 2015-08-28 Snecma Insert de renfort composite et procede de fabrication
BR112017005534A2 (pt) 2014-09-18 2017-12-05 Modumetal Inc métodos de preparação de artigos por processos de eletrodeposição e fabricação aditiva
EP3194642A4 (fr) 2014-09-18 2018-07-04 Modumetal, Inc. Procédé et appareil d'application en continu de revêtements métalliques nanostratifiés
RU2575863C1 (ru) * 2014-11-19 2016-02-20 Акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" (АО "ВНИИНМ") Способ изготовления керамической трубки для оболочки тепловыделяющего элемента
US11365488B2 (en) 2016-09-08 2022-06-21 Modumetal, Inc. Processes for providing laminated coatings on workpieces, and articles made therefrom
TW201821649A (zh) 2016-09-09 2018-06-16 美商馬杜合金股份有限公司 層合物與奈米層合物材料於工具及模製方法之應用
WO2018053158A1 (fr) 2016-09-14 2018-03-22 Modumetal, Inc. Système de génération de champ électrique complexe, fiable et à haut rendement, et procédé de production de revêtements l'utilisant
EP3535118A1 (fr) 2016-11-02 2019-09-11 Modumetal, Inc. Structures d'emballage à couches d'interface de haute densité de topologie optimisée
FR3059321B1 (fr) * 2016-11-28 2019-01-25 Safran Ceramics Piece en materiau composite
FR3063725B1 (fr) 2017-03-07 2019-04-12 Safran Ceramics Procede de realisation d'une preforme fibreuse consolidee
CA3057836A1 (fr) 2017-03-24 2018-09-27 Modumetal, Inc. Plongeurs de levage dotes de revetements deposes par electrodeposition, et systemes et procedes de production de ceux-ci
CA3060619A1 (fr) 2017-04-21 2018-10-25 Modumetal, Inc. Articles tubulaires dotes de revetements deposes par electrodeposition et systemes et procedes de production desdits articles
EP3784823A1 (fr) 2018-04-27 2021-03-03 Modumetal, Inc. Appareils, systèmes et procédés de production d'une pluralité d'articles pourvus de revêtements nano-stratifiés à l'aide d'une rotation
EP3830056B1 (fr) 2018-08-03 2024-01-03 Safran Ceramics Procédé de fabrication d'une piece en cmc
CN113004051A (zh) * 2019-12-20 2021-06-22 中核北方核燃料元件有限公司 一种SiCf/SiC复合材料燃料包壳的界面层结构及制备方法
CN112430111A (zh) * 2020-11-19 2021-03-02 航天特种材料及工艺技术研究所 一种自愈合改性SiC/SiC复合材料及其制备方法
FR3120811B1 (fr) 2021-03-18 2023-03-17 Safran Ceram Procédé amélioré de réalisation d'une préforme fibreuse consolidée
CN113354435A (zh) * 2021-07-08 2021-09-07 西北工业大学 SiC纤维增强增韧(SiC-BN)m多元多层自愈合陶瓷基复合材料及制备方法
CN114315395A (zh) * 2021-10-20 2022-04-12 中国航发沈阳黎明航空发动机有限责任公司 SiCf/SiC复合材料的SiC纳米线增韧PyC/SiC复合界面及其制备方法
FR3128956B1 (fr) * 2021-11-10 2023-11-03 Safran Ceram Procédé de densification par infiltration chimique en phase vapeur
FR3130273B1 (fr) 2021-12-10 2023-12-15 Safran Ceram Procédé de fabrication d’une pièce en matériau composite SiC/SiC
FR3147805A1 (fr) 2023-04-12 2024-10-18 Safran Ceramics Consolidation d’une préforme fibreuse
FR3147804A1 (fr) 2023-04-12 2024-10-18 Safran Ceramics Consolidation d’une préforme fibreuse
FR3157384A1 (fr) 2023-12-21 2025-06-27 Safran Ceramics Procédé de fabrication d'une aube par infiltration chimique en phase vapeur

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0172082A1 (fr) * 1984-07-20 1986-02-19 SOCIETE EUROPEENNE DE PROPULSION (S.E.P.) Société Anonyme dite: Procédé de fabrication d'un matériau composite à renfort fibreux réfractaire et matrice céramique, et structure telle qu'obtenue par ce procédé
EP0353380A2 (fr) * 1988-07-21 1990-02-07 Refractory Composites Inc. Matériau réfractaire composite et procédé pour sa production
EP0380375A1 (fr) * 1989-01-13 1990-08-01 Societe Europeenne De Propulsion Matériau composite à interphases multiples entre fibres de renfort réfractaires et matrice céramique
EP0424036A2 (fr) * 1989-10-16 1991-04-24 Corning Incorporated Revêtements hybride de B-N-C pour les fibres minéraux de renforcement
EP0528411A1 (fr) * 1991-08-20 1993-02-24 Minnesota Mining And Manufacturing Company Composite céramique résistant à de hautes températures
EP0549224A1 (fr) * 1991-12-20 1993-06-30 Dow Corning Corporation Composites à matrice céramique et leur procédé de fabrication
US5354602A (en) * 1991-02-12 1994-10-11 Allied-Signal Inc. Reinforced silicon carboxide composite with boron nitride coated ceramic fibers
EP0626360A1 (fr) * 1993-05-24 1994-11-30 Societe Europeenne De Propulsion Procédé de fabrication d'un matériau composite à interphase en carbone pyrolytique de microtexture lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et matériau tel qu'obtenu par le procédé

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3933039A1 (de) * 1989-10-04 1991-04-18 Sintec Keramik Gmbh Verfahren zur herstellung von oxidationsgeschuetzten cfc-formkoerpern
US5094901A (en) * 1990-07-19 1992-03-10 E. I. Du Pont De Nemours And Company Oxidation resistant ceramic matrix composites
US5275984A (en) * 1991-03-13 1994-01-04 Northrop Corporation Fiber coating of unbonded multi-layers for toughening ceramic fiber-matrix composites

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0172082A1 (fr) * 1984-07-20 1986-02-19 SOCIETE EUROPEENNE DE PROPULSION (S.E.P.) Société Anonyme dite: Procédé de fabrication d'un matériau composite à renfort fibreux réfractaire et matrice céramique, et structure telle qu'obtenue par ce procédé
EP0353380A2 (fr) * 1988-07-21 1990-02-07 Refractory Composites Inc. Matériau réfractaire composite et procédé pour sa production
EP0380375A1 (fr) * 1989-01-13 1990-08-01 Societe Europeenne De Propulsion Matériau composite à interphases multiples entre fibres de renfort réfractaires et matrice céramique
EP0424036A2 (fr) * 1989-10-16 1991-04-24 Corning Incorporated Revêtements hybride de B-N-C pour les fibres minéraux de renforcement
US5354602A (en) * 1991-02-12 1994-10-11 Allied-Signal Inc. Reinforced silicon carboxide composite with boron nitride coated ceramic fibers
EP0528411A1 (fr) * 1991-08-20 1993-02-24 Minnesota Mining And Manufacturing Company Composite céramique résistant à de hautes températures
EP0549224A1 (fr) * 1991-12-20 1993-06-30 Dow Corning Corporation Composites à matrice céramique et leur procédé de fabrication
EP0626360A1 (fr) * 1993-05-24 1994-11-30 Societe Europeenne De Propulsion Procédé de fabrication d'un matériau composite à interphase en carbone pyrolytique de microtexture lamellaire entre fibres de renfort et matrice, et matériau tel qu'obtenu par le procédé

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2756277A1 (fr) * 1996-11-28 1998-05-29 Europ Propulsion Materiau composite a matrice ceramique et renfort en fibres sic et procede pour sa fabrication
WO1998023555A1 (fr) * 1996-11-28 1998-06-04 Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation (Snecma) MATERIAU COMPOSITE A MATRICE CERAMIQUE ET RENFORT EN FIBRES SiC ET PROCEDE POUR SA FABRICATION
US6291058B1 (en) 1996-11-28 2001-09-18 Societe Nationale D'etude Et De Construction De Moteurs D'aviation S.N.E.C.M.A. Composite material with ceramic matrix and SiC fiber reinforcement, method for making same
RU2193544C2 (ru) * 1996-11-28 2002-11-27 Сосьете Насьональ Д'Этюд Э Де Констрюксьон Де Мотер Д'Авиасьон (Снекма) Композиционный материал с керамической матрицей и с элементом усиления из sic и способ его изготовления
EP1762551A1 (fr) * 2005-09-07 2007-03-14 General Electric Company Procédé pour réduire l'oxydation dans des composites céramiques, procédé pour fabriquer un corps céramique composite et un corps comprenant une couche protectrice en céramique composite

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