SiC/SiC

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SiC/SiC composite behavior in LWR conditions and under high temperature steam environment

SiC/SiC composite behavior in LWR conditions and under high temperature steam environment

oxidative reactions with water, solution of the oxidation product in the coolant must also be considered to be part of the process.  Weigh change and chemical composition analysis of waters The results of experiments are compiled in tables 2 and 3. With the exception of one slightly pre-damaged tube, a weight loss is observed for all the tested SiC-based samples. The reference and the low pre-damaged SiC/SiC materials (up to 0.05 % strain) reveal a limited weight change while significant weight loss is mainly observed for SiC/SiC pre-damaged materials above 0.05 % strain, without being related to the level of pre-damage. This means that water infiltrates through the larger crack openings (resulting from highly pre-damaged composites) and oxidizes the SiC materials from the inside and not just on the surface, thus increasing the corrosion rate.
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Caractérisation des mécanismes d'endommagement et modélisation du comportement mécanique sous chargements multi-axiaux de tubes composites SiC/SiC

Caractérisation des mécanismes d'endommagement et modélisation du comportement mécanique sous chargements multi-axiaux de tubes composites SiC/SiC

La CIN est abondamment utilisée pour l’analyse du comportement des textiles et com- posites à renfort textile. A titre d’exemple, on peut citer des études sur la mise en forme des renforts fibreux [Lomov et al., 2008] ou l’étude de tubes composites tressés à matrice polymère [Leung et al., 2013] dans lesquelles la cinématique des fils est examinée. L’accent est mis sur les mécanismes de déformation à l’échelle de l’architecture fibreuse, tels que le cisaillement des fils dans le cas d’un chargement hors-axes. Les hétérogénéités de déforma- tion à l’échelle mésoscopique (tissage ou tressage) peuvent être examinées [Nicoletto et al., 2009](C/Epoxy) [Amini et Zok, 2011](C/SiC) et par exemple comparées à celles provenant de calculs éléments finis élastiques [Anzelotti et al., 2008; Ivanov et al., 2009](C/Epoxy) [Yang et al., 2005](C/SiC). Cependant, les études qui examinent finement la cinématique de la surface du composite, à petite échelle, se placent généralement avant endommagement. Les études par corrélation d’images sur CMC s’intéressant à l’endommagement se placent généralement à une échelle supérieure. Plusieurs études s’intéressent au dépouillement d’es- sais par nature hétérogènes, de cisaillement [Qin et al., 2012] ou bien d’éprouvettes entaillées [Qin et al., 2013] sur des composites C/C. Des approches inverses sont aussi mises en place pour identifier ou valider des modèles d’endommagement à partir des champs mesurés par DIC [Périé et al., 2002, 2009]. Enfin, une étude sur des composites SiC/SiC examine les champs de déplacement d’un matériau endommagé [Rajan et al., 2012]. Cependant, dans ces différents cas le dommage n’est vu qu’à travers la localisation de la déformation qu’il engendre à l’échelle de la structure ou à l’échelle de quelques motifs du textile et les méca- nismes d’endommagement (principalement les fissures matricielles) ne sont pas précisément examinés.
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Oxidation/corrosion of BN-based coatings, as future BN-based interphases for SiC/SiC composites

Oxidation/corrosion of BN-based coatings, as future BN-based interphases for SiC/SiC composites

2 BN oxidises passively: it leads to the formation of liquid B2O3, which remains in a condensed form up to about 1000 °C in dry air due to its low saturating vapour pressure [ 11 ]. The formed oxide scale can therefore act as a diffusion barrier against the oxidizing species on the boron nitride surface. However, in the presence of water vapour, B2O3 volatilises as boron hydroxides HxByOz (x, y and z depending on temperature) [ 12 ] [ 13 ]. Inside composite, the presence of B2O3 can contribute to accelerate the oxidation of the silicon carbide constituting the fibres and matrix by dissolving the passivating silica scale formed by oxidation of SiC [ 14 ] [ 15 ] [ 16 ] [ 17 ] [ 18 ]. Thus, under wet air at high temperature, two cases are possible: (i) the oxidation of SiC is not fast enough to allow the formation of a borosilicate glass and the interphase is replaced by a gap: the mechanical load transfer between fibres and matrix is no longer ensured and the fibres can be surface degraded or (ii) a borosilicate glass rich in silica is formed in place of the interphase part consumed by oxidation: the silica, which is more viscous than B2O3, then allows getting a less reactive glassy phase against moisture and an effective healing of the cracks at high temperature. In an air environment, the BN recession with gap formation or the protection of the interphase depends on the oxidation temperature as shown in SiC/SiC minicomposites by Morscher et al. [ 19 ] [ 20 ] and Yang et al. [ 21 ]. However, the presence of a glassy mixture can also lead to bridging between the fibres and the matrix, resulting in potential embrittlement of the composite when cold. To keep the integrity of the composite, its formation must therefore remain localised. In addition, a very high moisture content as found in aircraft engines can, by corrosion, reduce the protective effect of the formed oxide and lead to the attack of the fibrous reinforcement [ 22 ] [ 23 ]. An improvement in the resistance to oxidation and hydrolysis of BN interphases can be achieved by Si-doping [ 20 ] [ 24 ]. Adding aluminium to the BN interphase can be another interesting way to improve its oxidation/corrosion behaviour. It has indeed been shown that the use of an AlN-BN multilayered system consisting of alternating thin sub-layers of different nitrides can reduce B2O3 volatilization through the formation of aluminium borates [ 25 ].
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Full 3D damage characterisation of SiC/SiC composite tubes by X-ray tomography

Full 3D damage characterisation of SiC/SiC composite tubes by X-ray tomography

References [1] F. Bernachy-Barbe, L. Gélébart, M. Bornert & J. Crépin. Characterization of SiC/SiC composites damage mechanisms using Digital Image Correlation at the tow scale. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 68, 101–109, 2015.

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Analyse expérimentale et modélisation micromécaniques du comportement élastique et de l'endommagement de composites SiC/SiC unidirectionnels

Analyse expérimentale et modélisation micromécaniques du comportement élastique et de l'endommagement de composites SiC/SiC unidirectionnels

(a) Section transverse (b) Vue des constituants Figure 1 – Observations MEG-FEG de la microstructure de composites SiC/SiC Le renfort fibreux considéré pour les applications nucléaires est constitué de fibres SiC de troisième génération : les fibres Hi-Nicalon de type S (Nippon Carbon) ou les fibres Tyranno SA3 (Ube Industrie). Les fibres de générations antérieures (Nicalon et Hi-Nicalon chez le fabricant Nippon Carbon), à partir desquelles la majorité des études sur les composites SiC/SiC ont été menées, présentent une bonne tenue mécanique (bonne rigidité, résistance à rupture élevée) jusqu’à des températures élevées. Leur caractère amorphe et leur composition présentant des impuretés est cependant à l’origine d’une dé- gradation importante de ces propriétés sous irradiation. Au contraire, les fibres de dernière génération présentent une composition quasi-stœchiométrique et sont fortement cristallisées, ce qui leur confère une meilleure stabilité sous irradiation et une meilleure résistance à l’oxydation [Pen02,Kaf06,Sau10]. Les composites réalisés à partir de fibres Tyranno SA3 présentent cependant des déformations à rup- ture deux fois plus faibles que ceux utilisant des fibres Hi-Nicalon S, à interphase équivalente. Cette limitation, attribuée à la surface trop rugueuse des fibres Tyranno SA3 [Sau10], est encore à l’étude à l’heure actuelle [Bue10]. Les fibres retenues dans le cadre de nos travaux sont donc les fibres Hi-
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Investigation of tailored SiC/SiC composites for Sodium-cooled Fast Reactors

Investigation of tailored SiC/SiC composites for Sodium-cooled Fast Reactors

3 CEA, DEN, SCCME, LECNA, 91191 Gif-sur-Yvette CEDEX, France, fabien.rouillard@cea.fr 4 CEA, DEN, SCCME, LM2T, 91191 Gif-sur-Yvette CEDEX, France, christine.gueneau@cea.fr Increasing the sustainability and the safety of nuclear reactors require the development of new types of reactors (GEN-IV systems) which can work as breeder (producing more fuel that it consumes) and can offer the possibility of burning minor actinides to reduce the waste, such as the Sodium- (SFR) or the Gas-cooled (GFR) Fast Reactors. Therefore, there is a need to assess materials which can withstand these very harsh core conditions. In this aim, SiC/SiC composites are promising candidates thanks to their high decomposition temperature (> 2000°C), low swelling and creep under irradiation and good neutron transparency. A recent CEA patent has highlighted that SiC/SiC-based hexagonal tubes would increase the resistance to melting and, as a consequence, the safety of the SFR core. In this way, techniques have been developed to manufacture a SiC/SiC hexagonal tube with given dimensions, which has a relatively low level of porosities and a pseudo-ductile mechanical behavior (tolerance to deformation). Besides, the chemical compatibility between SiC and SiC/SiC composites towards liquid sodium and its impurities (in particular oxygen) was investigated. For this purpose, two sets of experiments were conducted in the CORRONa 2 facility
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SiC/SiC composite behavior in LWR conditions and under high temperature steam environment

SiC/SiC composite behavior in LWR conditions and under high temperature steam environment

Steam and air/O2 flow (5cm/s) with various oxygen content – Total pressure between 1 to 10 bar Extremely slower oxidation kinetics of SiC/SiC than for Zr alloys ! Confirmation of high potential of SiC/SiC for ATF Experiments on SiC/SiC tubes and Zircaloy-4 clad segments as baseline material

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Quench Behavior Of Sic/Sic Cladding After High Temperature Ramp Under Steam Conditions

Quench Behavior Of Sic/Sic Cladding After High Temperature Ramp Under Steam Conditions

the composite reference properties (see Table 1). Better yet, quenched tubes tended to induce higher tensile strength which could result from an increase of the matrix strength. Such an observation suggests a surface crack healing related to silica formation under steam. Similar effects could also be induced by a reduction of the Weibull’s modulus characterized by a scatter in strength data. Thus, the matrix cracks would be formed at increasing stress levels as reflected by the measured non-linear domain of deformation. An associated mechanical behavior was already modeled on SiC/SiC minicomposites by Lissart et al [18]. Whether the specimens were quenched or not, only a single regime of acoustic emission was detected indicating that matrix cracking saturation did not occur up to the ultimate failure.
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Approche multi-échelle du comportement mécanique des matériaux composites SiC/SiC : comportement élastique à l'échelle du toron

Approche multi-échelle du comportement mécanique des matériaux composites SiC/SiC : comportement élastique à l'échelle du toron

(a) (b) Figure 1 : (a)Microstructure d'un composite SiC/SiC (MEB); (b)Image MEB d'un toron (coupe transversale) On observe ainsi que chaque toron est constitué d'environ 500 fibres réparties aléatoirement, dont le diamètre varie au sein du toron autour d'une valeur moyenne de 13 µm. La fraction surfacique de fibre varie entre 53% et 64% suivant le toron considéré, et la fraction surfacique de pores varie entre 3% et 5%. Notons que ces fractions surfaciques sont déterminées sans tenir compte de l'épaisseur importante de matrice périphérique. Le Tableau 1 ci-dessous résume les caractéristiques retenues pour la génération de microstructures.
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Résistance au dommage local de basse énergie d'un composite SiC/SiC = Resistance to Low Energy Impact Damage for a SiC/SiC Composite

Résistance au dommage local de basse énergie d'un composite SiC/SiC = Resistance to Low Energy Impact Damage for a SiC/SiC Composite

(a) (b) Fig. 11. Endommagement produit par l’impact d’une bille d’acier de 1,59 mm sur un composite tissé SiC/SiC. Micrographie optique (a) et schéma des mécanismes d’endommagement (b) [2]. La Fig. 12.a décrit les courbes de comportement en traction résiduelle d’éprouvettes en SiC/SiC tissé impactées par une bille d’acier à différentes vitesses obtenu par R.T. Bhatt [1]. Ces résultats sont similaires à ceux que nous observons dans notre étude (Fig.7 et 8) dans le sens où i) la présence d’un défaut généré par un corps étranger d’énergie croissante entraîne la dégradation des propriétés mécaniques à partir d’un certain seuil et ii) au-delà d’une certaine énergie cinétique, le projectile perfore le matériau sans entraîner la ruine catastrophique de l’éprouvette. La Fig. 12.b représente la contrainte à la rupture (UTS), le module de rigidité (E) et la contrainte de fin de domaine linéaire (DFL) en fonction de la vitesse et de l’énergie cinétique du projectile. Bien qu’une partie de cette énergie soit consommée pour déformer la bille d’acier pendant l’impact, on remarque qu’elle est d’une grandeur comparable à celles calculées lors de nos essais de poinçonnement quasi-statique.
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Capillary infiltration of hexadecane in packed SiC powder and in SiC/SiC preforms: Pore description and calculation of molten Si infiltration

Capillary infiltration of hexadecane in packed SiC powder and in SiC/SiC preforms: Pore description and calculation of molten Si infiltration

36, fax number: +33 5 56 84 12 25 Abstract A SiC/SiC-Si composite can be synthesized by molten silicon infiltration in a SiC preform impregnated with a slurry of SiC powder. The kinetics of molten silicon infiltration in such a porous material are unknown, and the experimental measurement is complex. The calculation of the rise kinetics for a liquid in a porous material is possible by applying the Washburn modified equation with an accurate description of the pores. The monitoring of the mass and front height variations during hexadecane infiltration in a submicronic SiC packed powder and in a preform filled with a SiC powder was used to characterize the porosity. In the case of a fibrous preform, the residual porosity is composed of inter-grain pores and cracks formed during the drying of the slurry. The results of this study suggest that the liquid progresses first in the inter-grain porosity of the powder. The rise kinetics of molten silicon into a preform were then evaluated by calculation based on the pore description obtained from hexadecane capillary infiltration experiments.
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Crack initiation and propagation in braided SiC/SiC composite tubes: effect of braiding angle

Crack initiation and propagation in braided SiC/SiC composite tubes: effect of braiding angle

3 Synchrotron SOLEIL, St-Aubin 91192, France Abstract Crack initiation and propagation in three braided SiC/SiC composite tubes with different braiding angles are investigated by in situ tensile tests with synchrotron micro-computed tomography. Crack networks are precisely detected after an image subtraction procedure based on Digital Volume Correlation. FFT based simulations are performed on the full- resolution 3D images to assess elastic stress/strain fields. Quantitative measurements of the crack geometries are performed using a novel method based on grey levels. The results show that braiding angle has no obvious effect on the location of crack onsets (initiation always occurs at tow interfaces), whereas it significantly affects the paths of crack propagation. This work provides an explicit demonstration of the crack propagation scenarios with respect to the mesoscopic fibre architectures.
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quench behavior of sic/sic cladding after a high temperature ramp under steam conditions

quench behavior of sic/sic cladding after a high temperature ramp under steam conditions

KEYWORDS: Silicon carbide, SiC/SiC composite, Accident Tolerant Fuel, quench, oxidation. I. INTRODUCTION, MATERIALS AND EXPERIMENTAL DETAILS Silicon carbide based continuous fiber ceramic matrix composite materials (SiC f /SiC) are considered by the French Nuclear Institute as a long-term option for Gen III/III+ light water reactor (LWR) cladding to improve the accident tolerance of the fuel (ATF) [1,2]. Consistent with this ambition, the extensive R&D activities over the post-Fukushima period has resulted in significant progress in the fabrication of representative and functional specimen, removing some of the technological barriers that prevent such advanced ceramic materials from use in a nuclear environment. In addition to on- going basic research, a collaborative program was launched to assess the thermo-mechanical performances of SiC/SiC composites produced at CEA and to collect the required data for a preliminary conceptual design.
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Experimental characterisation of damage in SiC/SiC minicomposites

Experimental characterisation of damage in SiC/SiC minicomposites

Villeurbanne Cedex, France 7 MATEIS, Universit´e de Lyon, INSA Lyon, CNRS UMR 5510, 69621 Villeurbanne Cedex, France Abstract. SiC/SiC composites are studied for their potential use in the next generation of nuclear reactors. A multiscale approach is under development to construct a predictive modelling of their complex damageable mechanical behaviour due to their heterogeneous microstructure. This paper focuses on the damage characterisation of the composite at the scale of the tow at room temperature, both in terms of its spatial distribution and its chronology. Such observations are necessary to validate a multiscale damage mod- elling at the microscopic scale. The nonlinear behaviour is related to the accumulation of damages such as matrix cracking, fibre/matrix debonding and finally fibre breaking. Therefore, in-situ tensile tests were carried out on SiC/SiC minicomposites using scan- ning electron microscopy. Specific procedures could be used to get statistical data on the crack evolution. The first results especially show that the growth of the crack openings over the global strain is related to inter-crack distance. This test was complemented by a microtomographic investigation, conducted at the ESRF, performed on a minicomposite submitted to a tensile load. An analysis conducted on the 3D image of a crack shows a slow propagation of the matrix cracking through the minicomposite section.
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Composites SiC/SiC à interphase de type BN de compositions variables et réactivité optimisée

Composites SiC/SiC à interphase de type BN de compositions variables et réactivité optimisée

Le carbure de silicium possédant une résistance à l’oxydation éle vée à haute température, l’apparition des premières fibres longues à base de SiC [Yajima_1976], et la maîtrise du procédé CVI (Chemical Vapor Infiltration) d’élaboration de la matrice SiC à partir de méthyltrichlorosilane (MTS) [Christin_1979] ont permis de placer les composites à matrice céramique (CMC) de type SiC/SiC dans une position de matériaux extrêmement prometteurs pour la fabrication des pièces citées précédemment. Durant ces dernières années, les évolutions technologiques concernant la fabrication de fibres céramiques à base de carbure de silicium ont conduit à la commercialisation de la fibre Hi-Nicalon S. Ces fibres possèdent une stœchiométrie très proche de celle de SiC (C/Si ≈ 1,05) et contiennent très peu d’oxygène (  0,2% en masse). Cette gamme de fibre présente ainsi une meilleure résistance à l’oxydation, au fluage et un module d’Young plus élevé que les fibres de précédentes générations (Nicalon et Hi-Nicalon) [Takeda_1994, Takeda_1996, Chollon_1997]. Toutefois, le procédé CVI de la matrice SiC conduit à une porosité résiduelle relativement élevée au sein du composite (de l’ordre de 20% en volume), ce qui entraîne notamment une conductivité thermique médiocre et peut être préjudiciable à l’utilisation du matériau à haute température.
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Caractérisation des mécanismes d'endommagement des tubes CVI-SiC/SiC par tomographie X

Caractérisation des mécanismes d'endommagement des tubes CVI-SiC/SiC par tomographie X

Les mécanismes de déformation de ces composites SiC/SiC sont essentiellement associés au développement de la microfissuration au sein du matériau. Des travaux de caractérisation de ces mécanismes ont été effectués par observations surfaciques [1] en utilisant la corrélation d'image numérique. En revanche, la description volumique de ces mécanismes, complémentaire des observations de surface, demeure une question ouverte. L’objectif du travail actuel est donc de mettre en place une caractérisation 3D de l’endommagement se développant dans le volume du matériau. Dans ce but, on utilise la tomographie en rayon X comme l’outil essentiel de l’approche expérimentale, et la simulation numérique par la méthode FFT comme un outil complémentaire permettant d’analyser ces résultats expérimentaux. Les outils mis en place sont utilisés pour trois angles de tressage différents afin d’examiner les effets de l’angle de tressage sur les mécanismes d’endommagement.
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HREM identification of "one-dimensionally-disordered" polytypes in the SiC (CVI) matrix of SiC/SiC composites

HREM identification of "one-dimensionally-disordered" polytypes in the SiC (CVI) matrix of SiC/SiC composites

de reconnaître la structure projetée de SiC et d’évaluer le degré de désordre dans ces polytypes. La si- mulation numérique des images nous a permis d’interpréter sans ambiguité nos clichés expérimentaux. Abstract. 2014 The matrix of SiC/SiC composites has been observed by electron energy loss spec- troscopy (EELS) and high resolution electron microscopy (HREM) from both the chemical and the structural point of view. In this material, columnar growth and radial arrangement around the fibres of the reinforcement are typically observed for the crystal of the matrix. The ratio, Si/C = 1, of
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Influence de la nature des interfaces carbonées au sein des composites SiC/SiC à renfort Hi-Nicalon S et Tyranno SA3 sur leur comportement mécanique

Influence de la nature des interfaces carbonées au sein des composites SiC/SiC à renfort Hi-Nicalon S et Tyranno SA3 sur leur comportement mécanique

CONFIDENTIEL CEA – REPRODUCTION INTERDITE 99 1. INTRODUCTION Il a été vu au cours du chapitre précédent que la chimie et l’organisation microstructurale du carbone de surface différaient en fonction de la nature des fibres SiC et de carbone. Ces caractéristiques peuvent conduire à une intensité de couplage plus ou moins forte avec le pyrocarbone déposé à leur surface au cours de l’infiltration par CVI. En vue d’appréhender l’influence des propriétés de l’extrême surface des fibres sur la tenue mécanique des composites, l’interaction entre les fibres et le PyC est étudiée à chaque étape de la fabrication de ces composites. Dans un premier temps, l’organisation microstructurale de l’interphase de PyC lors de son dépôt (50 nm d’épaisseur, sans matrice SiC) sur les fibres désensimées est observée. Ensuite, les composites fibres/matrice SiC (i.e. sans interphase) et fibres/interphase PyC (50 nm d’épaisseur)/matrice SiC sont analysés afin d’établir un lien entre les propriétés de l’extrême surface des fibres et l’adhésion chimique à l’interface de ces matériaux. Ces échantillons sont observés par microscopie électronique en transmission (notamment en haute résolution). Cependant, une interprétation qualitative, voire quantitative, de la nanostructure du carbone en surface des fibres est souvent difficile à réaliser. Des outils de modélisation basés sur la morphologie mathématique ont été appliqués aux images MET. Ils contribuent ainsi à quantifier la distribution des plans des interphases carbonées et à décrire leur arrangement spatial. Parallèlement à cette analyse microstructurale, les contraintes résiduelles d’origine thermique sont aussi évaluées. En effet, en fin d’élaboration par CVI, le refroidissement à température ambiante génère des contraintes thermiques résiduelles au sein des phases du composite du fait de des différences de leurs coefficients de dilatation thermique. Il est important de prendre en compte ces contraintes qui peuvent entraîner une modification du couplage F/M, voire induire une fissuration des composites, et donc impacter le comportement mécanique macroscopique de ces matériaux.
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Preliminar results on joining of thin SiC/SiC composites by silicides compounds and local heating

Preliminar results on joining of thin SiC/SiC composites by silicides compounds and local heating

been measured from one side to the other of the silicon carbide plate. KEYWORDS : Brazing, Silicides, Composite Materials, Diffusion Bonding, Nuclear applications 1-INTRODUCTION For forty years, the energy production never stopped growing to respond the demographic and industrial growth. Today, controversies concerning the use of fossil energies and the poor yield of renewable energies have made nuclear power essential. It represents 80% of the energy production in France. The ageing of nuclear power plants encourages countries all over the world to devote a part of their research programs to the Generation IV reactors. Such reactors have to meet technology goals: improve nuclear safety, minimize waste and natural resource utilization, and to decrease the cost to build and run such plants. The French institution CEA focuses its efforts on different concepts of reactors and in particular on the Gas Fast Cooled Reactor (GFR). This reactor is helium-cooled, with an outlet temperature in the range of about 500°C to 1000°C in standard situation. Several fuel forms are being considered for their potential to operate at very high temperatures and to ensure an excellent retention of fission products, examples given for ceramic matrix composite (CMC) tubes or honeycombs, advanced fuel particles, or ceramic clad elements of actinide compounds. In this study, we focused on a tube concept made of thin CMC: SiC f /SiC m composites.
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Interactions entre le silicium liquide et le carbure de silicium, application au composite SiC/SiC

Interactions entre le silicium liquide et le carbure de silicium, application au composite SiC/SiC

Ce manuscrit est, certes, l’aboutissement de trois ans de travaux personnels mais il résulte et témoigne d’un travail d’équipe que je voudrais mettre en exergue. Hervé Plaisantin et Julien Danet m’ont offert un vrai cercle d’échanges et de débats scientifiques. Entre nos discussions sur l’EBSD, l’utilisation de la DRX et du MET sur le carbure de silicium et les corrections du manuscrit, nous sommes devenus de vrais compagnons de route avec qui j’ai pris grand plaisir à interagir. Hervé, j’ai beaucoup apprécié découvrir la MET et la préparation des lames minces à tes côtés. J’ai aussi beaucoup apprécié ta bienveillance, ton calme et tes encouragements. Julien, tu n’as jamais mâché tes mots avec moi. Intransigeant, pointu et passionné, je te suis reconnaissante pour nos échanges sur les techniques de caractérisation et leurs limites vis-à-vis de SiC, ainsi que pour ton dévouement durant la rédaction de ce manuscrit. Non seulement tu m’as beaucoup aidée à avancer sur les poudres, mais tu m’as épaulée et encouragée durant cette période pas toujours facile. Tu m’as exhortée à donner le meilleur de moi- même et ce manuscrit n’aurait jamais été aussi bien sans toi ;).
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