SYSTÈMES SiC/JOINT MÉTALLIQUE/HAYNES

SYSTÈMES SiC/JOINT MÉTALLIQUE/HAYNES

Aujourd’hui, l’absence de solution technologique satisfaisante pour la réalisation d’assemblages SiC/métal [146,147] s’explique par la difficulté à résoudre essentiellement l’incompatibilité chimique (forte réactivité) et thermomécanique (notamment la différence de coefficient de dilatation thermique) qui existe entre la céramique et le métal. De nombreux travaux ont étudié le mouillage mais aussi la réactivité entre SiC et de nombreux métaux tels que : Al [148], Au [149], Cu [150], Ni [68,150], Co [151]. Tous les métaux à l’exception de l’aluminium et l’argent sont à éviter, car ils conduisent à la formation de siliciures fragiles à bas point de fusion (proche de 900°C). On distingue deux groupes de métaux en fonction de leur réactivité avec le SiC : 1-les métaux réagissant uniquement avec le silicium qui conduisent à la formation de siliciures (Ni, Co, Fe…). Cette formation de siliciures s’accompagne d’une précipitation de carbone sous forme de feuillets graphitiques fragilisants pour l’assemblage [151]. 2-les métaux présentant une réactivité vis-à-vis du silicium et du carbone (Zr, Ti, Hf, Mn…). Ces métaux peuvent conduire à une forte réactivité avec le SiC qui doit être contrôlée afin de sélectionner la nature des produits de réaction ainsi que leurs épaisseurs. Ce problème du contrôle de la réactivité est d’autant plus important que l’assemblage doit fonctionner à haute température. La température élevée favorise la croissance des couches de réaction et provoque également une évolution de la chimie de la jonction non contrôlée, ce qui est dommageable à la tenue mécanique du joint. Le second point à considérer est la différence de comportement thermomécanique entre SiC et métal. Lors du refroidissement après thermocompression, la grande différence de coefficient de dilatation thermique entre les pièces à assembler induit des contraintes résiduelles d’origine thermomécaniques qui peuvent conduire à la rupture de la céramique, en raison de sa fragilité intrinsèque et de son module de Young élevé. Dans nos travaux nous avons testé plusieurs méthodes pour résoudre les problématiques rencontrées. Le prédépôt permet d’incorporer du Bore dans les siliciures. L’argent a été incorporé soit par Jet MetalTM sur SiC soit par une feuille d’argent. 

MICROSTRUCTURES DES INTERFACES

SiC/Ni0.93B0.07/Ni/HAYNESTM214

 Pour des températures supérieures à 700 °C, le nickel en présence de SiC peut donner lieu à plusieurs réactions comme indiqué par le diagramme d’équilibre Ni-Si (Figure IV.1). Ces dernières dépendent de la concentration en silicium et de la température. Essentiellement des siliciures du nickel sont formés [38,68,150,152]. L’intérêt du prédépôt Ni0.93B0.07 était d’améliorer la tenue mécanique des siliciures de Ni grâce à la présence du Bore [153]. Les examens métallographiques et par microscopie électronique à balayage après assemblage montrent qu’il existe une réactivité importante entre le nickel et le carbure de silicium ce qui conduit à la formation de plusieurs types de  siliciures fragiles et cela malgré la présence du prédépôt Ni0.93B0.07 (Figure IV.2b). La profondeur de la réaction varie entre 100 et 200 µm avec une rupture de la céramique sur une profondeur de 2 mm (Figure IV.2a et b), le métal d’apport initial (Nickel) a en majorité réagi avec le silicium. Ceci implique une activité thermodynamique du Nickel en présence du carbure de silicium et une cinétique de réaction importante. Johnson et Rowcliffe  montrent que la différence de coefficient de dilatation thermique entre les céramiques et les métaux peut causer leurs ruptures à cause de la genèse des contraintes résiduelles. Dans notre cas, il est difficile de séparer le rôle des contraintes résiduelles de celui de la réactivité chimique à haute température que le bore ne supprime pas. L’analyse quantitative par EDX nous a révélé la formation, dans la zone occupée initialement par le joint du nickel, de trois phases riches en Si ; elles contiennent respectivement 38.6, 31.2 et 26.4 at. % Si (Figure IV.2b). Des analyses par cartographie X des éléments Ni, Si et C, montrent que du graphite s’est formé et est distribué sur toute la profondeur de la zone de réaction (Figure IV.2c). Des analyses complémentaires par diffraction des rayons X après rupture de l’assemblage ont montré la présence de phases telles que γNi3Si2 (hexagonale), δNi2Si (hexagonale) et le graphite. La troisième phase βNi3Si (cubique) n’a été détectée qu’après enlèvement totale du SiC résiduel par polissage mécanique (Figure IV.3).Les phases γNi3Si2 et δNi2Si forment une structure bi-phasée de type eutectique, avec une épaisseur de 170 µm. En se référant au diagramme d’équilibre Ni-Si (Figure IV.1) et à nos observations nous pouvons supposer qu’au cours de la réalisation de l’assemblage les phases θ et βNi3Si sont formées à une température de 1100 °C, après refroidissement à 806 °C, θ s’est décomposée par une réaction eutectoïde en γNi3Si2 + δNi2Si. Au même moment, le graphite a été libéré et a précipité. βNi3Si a une épaisseur de 70 µm et est très fragile. La fragilité de cette phase est accompagnée par une rupture le long de l’interface Ni/Ni3Si (Figure IV.2) qui est attribué à la différence des coefficients de dilatation thermique entre le nickel et les siliciures formés. Des résultats analogues ont été obtenus par Schiepers et al. [152] après un traitement thermique du système SiC/Ni à 850 °C pendant 44 h.