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Classification des polymères
La classification des polymères peut se faire selon leur comportement thermomécanique. Il existe trois grandes classes de polymères : les thermoplastiques, les thermodurcissables et les élastomères. Thermoplastique signifie littéralement que l’échantillon devient plastique par chauffage. Les thermoplastiques (aussi appelés thermoplastes) sont constitués de chaînes plus ou moins linéaires liées entre elles par des forces de van der Waals. Selon la régularité de leurs chaînes, ces polymères peuvent cristalliser (thermoplastes semicristallins) ou non (thermoplastes amorphes). Étant donnée la faiblesse des liaisons de van der Waals, la majorité des thermoplastiques courants ramollissent ou fondent dans une plage de température [80 °C ; 250 °C]. Un thermodurcissable (ou thermodur) durcit et prend forme sous l’effet de la chaleur ou de la lumière [Beyler et Hirschler, 1995, Kausch et al, 2001, Bourban et al, 2004]. La véritable distinction entre ces deux classes de polymères provient du fait que dans le premier cas, les macromolécules restent chimiquement séparées les unes des autres après la mise en œuvre, ce qui permet un remoulage à discrétion. Dans le deuxième cas, des petites molécules ou chaînes linéaires sont réticulées pendant le durcissement par réactions chimiques des molécules avec un durcisseur. Elles sont toutes reliées entre elles par des liaisons primaires et stables. L’échantillon forme ainsi une seule super-macromolécule, autrement dit un réseau moléculaire 3D, et il ne peut pas être remoulé. Comme conséquence pratique de cette différence, un thermodurcissable peut gonfler, mais ne se dissout dans aucun solvant [Beyler et Hirschler, 1995, Kausch et al, 2001, Durier, 2008]. En fracturant un échantillon réticulé, on casse automatiquement des liaisons covalentes avec création de radicaux libres [Kausch et al, 2001]. Les polymères de troisième famille, celle des élastomères, se distinguent par les faibles valeurs de forces d’attraction entre les chaînes et de leurs modules élastiques (à température ambiante) et par leur capacité élevée de déformation (quelques centaines de pour cent). Parmi ces familles de polymère, thermodurcissables et thermoplastiques sont couramment utilisés pour les applications structurales en raison notamment de leur capacité thermique et faible élongation. Par comparaison avec les thermoplastiques, les thermodurcissables présentent une bonne tenue aux températures élevées à savoir jusqu’à 200 °C, aux attaques chimiques, une meilleure résistance au fluage (ils conservent une meilleure stabilité dimensionnelle dans le temps), une bonne rigidité pour un prix de matière première peu élevé et un faible retrait au moulage. L’inconvénient principal de ces matériaux tient au fait d’une mise en œuvre moins pratique et plus lente que les thermoplastiques [Gridaine, 2010].
Influence des caractéristiques morphologiques
A. Influence des constituants (fibres et matrice) Les composites utilisés dans le domaine aéronautique sont généralement constitués de renforts fibreux longitudinaux et de matrice polymérique. Pour la matrice, les thermodurcissables sont les plus utilisés en raison de leurs plus grandes résistances à des températures élevées ainsi que leur plus faible viscosité pendant la mise en forme par comparaison aux thermoplastiques [Bourban et al, 2004]. Concernant le renfort, les fibres les plus utilisées dans les composites à hautes performances sont les fibres de carbone, de verre et d’aramide [Liotier, 2008]. Ces fibres possèdent des propriétés mécaniques favorisant la résistance du matériau composite. Cependant, les fibres de verre sont plus couramment utilisées dans l’industrie éolienne car elles sont relativement légères, moins chères et offrent une grande flexibilité [Adden et Horst, 2006]. D’autre part, compte tenu de l’absorption d’humidité quasiment négligeable des fibres de carbone [Vautrin, 1988] par rapport à celle de verre et d’aramide, les fibres de carbones peuvent constituer une solution optimale qui répond à la fois aux besoins d’allègement des structures hautes performances et aux problématiques de vieillissement.
B. Influence de l’interface fibre-matrice En raison de la nature fortement hétérogène de la microstructure, la différence de dilatation hygrothermique (CTE et CME) conduit à des concentrations de contraintes au voisinage de l’interface fibre-matrice [Reynolds, 1998, Kulshreshtha et Vasile, 2002, Vaddadi et al, 2003, Marque, 2009]. Cela peut conduire à des changements microstructuraux locaux comme le glissement, la décohésion au niveau de l’interface fibre-matrice [Weitsman, 1995, Vauthier et al, 1998, Reynolds, 1998, Morgan et al, 1998]. C’est pour cette raison que pour l’étude de la durabilité des composites, il faut non seulement prendre en compte de la présence des fibres, de la matrice mais également de l’interface fibre-matrice et des régions d’interphases liées [Vautrin, 1988, Weitsman, 1995, Vauthier et al, 1998, Morgan et al, 1998, Reynolds, 1998, Kawaguchi et Pearson, 2004, Kotani et al, 2009]. L’interphase est hydrophile en particulier lorsque le matériau n’est pas complètement polymérisé [Weitsman, 1995, Durier et al, 2006] et cela peut par conséquence donner lieu à un affaiblissement des liaisons interfaciales fibre-matrice [Weitsman, 1995, Morgan et al, 1998, Kawaguchi et Pearson, 2004]. De plus, les réactions chimiques dues à l’arrivée de solvants peuvent également jouer un rôle dans la réduction des résistances interfaciales [Weitsman, 1995, Morgan et al, 1998, Vaddadi et al, 2003, Kawaguchi et Pearson, 2004, Lafarie-Frenot et al, 2006]. Des études ont montré que sous immersion, des phénomènes irréversibles comme la dégradation ou la décohésion de l’interface peuvent avoir lieu [Vauthier et al, 1998, Mercier et al, 2008]. Il est ainsi nécessaire d’améliorer l’interface fibre-matrice. Différentes solutions sont utilisées à savoir l’augmentation des éléments de concentration sur la surface de fibres, l’augmentation du durcissement de la résine ou l’ajustement sur les dimensions de fibres [Weitsman, 1995, Morgan et al, 1998, Kawaguchi et Pearson, 2004].
C. Influence de l’empilement Des études sur l’effet des séquences d’empilement des NCF biaxiaux sous traction ont conduit à certaines observations [Mattsson et al, 2007, Mattsson et al, 2008]. D’après les résultats, il n’y a pas d’influence significative de la séquence sur la rigidité initiale du matériau mais une influence importante sur l’évolution de la rigidité lors de l’essai. En fait, le non-alignement de fibres longitudinales peut être moins critique pour certains empilements pour lesquels plusieurs plis à 0° sont positionnés côte à côte. La densité de fissures en surface n’a pas été trouvée plus grande que celle à l’intérieur du matériau en analysant des éprouvettes de tailles différentes. Pour la résistance à l’impact, le stratifié est plus performant si les plis à 0° sont placés au centre du stratifié [Cauchi-Savona et al, 2011]. Plusieurs études sur la caractérisation de la déformation de préforme ont été réalisées pour différents types de séquence et différents types de chargement [Lomov et al, 2003, Lomov et al, 2005].
D. Influence de la porosité La formation et le développement de porosités induisent une réduction de résistance, de rigidité et de durabilité du matériau qui peut conduire à des ruptures catastrophiques de la pièce sous cisaillement interlaminaire, sous compression ainsi que sous flexion. De plus, les vides favorisent l’absorption d’eau dans la matrice polymère. Dans le travail de Montoro et al, la porosité a été corrélée au comportement mécanique sous flexion des quadriaxiaux NCF à fibres de carbone et résine RTM6 [Montoro et al, 2011]. Bien que les résultats obtenus par différentes méthodes puissent être différents en raison de la distribution hétérogène de porosité dans le matériau ainsi que des caractéristiques spécifiques de chaque technique utilisée, une remarque générale a été établie concernant la porosité du NCF : les porosités de forme sphérique se situent plutôt à l’intérieur des plis alors que celles de forme allongée se trouvent à l’interface des plis et peuvent constituer des défauts interlaminaires.
E. Influence de la couture Les paramètres qui permettent de caractériser la couture peuvent être la densité de couture, le type et la tension du fil, la résistance à la rupture du fil, le type de couture, les dimensions et le type de l’aiguille, le type de machine à coudre, etc [Tessitore et Riccio, 2006, Heß et Himmel (1,2), 2011]. Par exemple, une grande tension du fil peut créer des larges zones de résine entre les faisceaux cousus [Cauchi-Savona et al, 2011]. La couture peut avoir un effet négatif sur le module de Young dans le plan [Heß et al, 2007] et la longueur de couture peut être un paramètre influent sur le comportement en délaminage du NCF [Riccio et al, 2007]. Heß et al dans leur travail ont montré que pour certaines directions de chargement, les paramètres du fil de couture (le pas et la direction de couture) peuvent considérablement réduire le module en traction dans le plan (jusqu’à 29 %) par comparaison avec les stratifiés non cousus [Heß et al, 2007]. Concernant le type du fil de couture pour les NCF cousus structuralement, l’utilisation du fil de carbone et d’aramide réduit fortement la propagation de fissures par rapport aux fils de verre, de polyester, de polyamide ou de sisal [Heß et Himmel (1), 2011]. D’ailleurs, les fils de polyester, d’aramide ou de verre peuvent provoquer une réduction des propriétés dans le plan et dans certains cas initier les mécanismes de fissuration du matériau à savoir le plissement, les microfissures dans la matrice ou l’initiation du délaminage [Petriccione et al, 2012]. En effet, le fil polyester appliqué dans la préforme de carbone a été identifié comme un des points faibles qui conduit à des concentrations de contraintes sous flexion des quadriaxiaux NCF [Montoro et al, 2011]. Néanmoins, il n’a pas été montré qu’il crée des effets significatifs sur les propriétés mécaniques à savoir la rigidité [Truong et al, 2005]. À propos de l’évolution de l’endommagement du NCF, les résultats expérimentaux montrent que le motif de couture appliquée est bien corrélé avec l’évolution de l’endommagement en terme de périodicité de fissures [Truong et al, 2005, Mikhaluk et al, 2008, Vallons et al, 2007]. Par ailleurs, suivant la rigidité du fil de couture (par exemple entre le fil de carbone et le fil de verre), les effets d’ondulation, à savoir la longueur d’onde et l’amplitude, sur les modules élastiques dans le plan seront différents [Petriccione et al, 2012]. D’autre part, les propriétés du composite dépendent de la structure interne de sa préforme qui peut souvent être modifiée (déformée) lors du drapage. D’où la nécessité d’étudier la déformation de la préforme et ensuite relever la relation entre cette dernière et le comportement de l’imprégnation ainsi que le comportement mécanique du composite final [Loendersloot et al, 2006]. Kong et al ont étudié les effets de la couture sur la limite et le mécanisme de déformation des préformes sous chargement biaxial [Kong et al, 2004]. Les conclusions principales sont : la déformation des préformes est basée sur les mécanismes de rotation, glissement et compaction des faisceaux de fibres, Fig. 14 ; la résistance des préformes dépend de la densité, de la tension linéaire et de la localisation des coutures ; la résistance augmente et la déformation diminue avec la densité et la tension de couture. De plus, la préforme est principalement déformée sous cisaillement lors du drapage [Loendersloot et al, 2006]. Lomov et al ont trouvé une différence dans le comportement en cisaillement de la préforme pour différentes directions par rapport à la couture [Lomov et al, 2005]. Cependant, la direction de la couture ne joue pas de rôle important dans les propriétés mécaniques des stratifiés biaxiaux finaux [Truong et al, 2005]. À propos du drapage de pièces de forme complexe, comme les pièces à double courbure, constituées par des renforts multiaxiaux multiplis, des études sur les composites NCF en cisaillement sont indispensables, Fig. 15 [Greve et Pickett, 2006, Truong et al, 2008]. Truong et al ont mis en évidence la relation entre l’initiation de l’endommagement des NCF à renforts de carbone sous traction et l’angle de cisaillement appliqué [Truong et al, 2008]. En effet, le cisaillement de renforts implique un changement d’orientation qui est l’origine de modifications dans les propriétés du composite final. Les simulations numériques effectuées ont montré que l’initiation de la fissuration est corrélée aux zones de concentrations de contraintes et de localisations de déformations qui se situent au niveau des zones riches en résine elles mêmes liées à la couture.
Effets de la taille du fil et/ou du « type de fil »
Dans un travail récent [Liotier, 2008], l’auteur a constaté que la fissuration peut être retardée en utilisant des fils fins de couture, et ainsi impliquant des zones riches en résine moins importantes et une bonne tenue de l’interface fil-résine. Il s’agit effectivement du fil PET 23dtex. Nous analysons à ce stade les effets du choix de ce fil de couture sur la morphologie des zones riches en résine. Concernant le fil de couture de plus grande section PET 76dtex, l’intervention du fil crée une grande perturbation dans les stratifiés d’une nappe Biaxiale NC2® [90/0/90], au point que des trous de résine transparents relativement grands sont traversés par la lumière, Fig. 44. a.). D’ailleurs, cela se visualise aussi nettement à travers des coupes, à 0° – Fig. 44. b.) et à 90° – Fig. 44. c.) en raison des sections de formes elliptiques très peu allongées des fibres de carbone pour les plis de 0° avec la coupe 0° et les plis à 90° avec la coupe 90°. Autrement dit, les fibres de carbone sont fortement écartées au voisinage des trous de couture. Par ailleurs, comme l’injection n’était pas réalisable à cause de la faible épaisseur (< 1mm), les stratifiés d’une seule nappe ont été fabriqués par infusion. En effet, une couche de résine – résidu de résine, a été déposée en surface du stratifié et par conséquent, la surface ne paraît pas présenter de défauts surfaciques comme dans le cas des Quasi-Isotrope avec ce même fil de couture. Parallèlement, la lumière polarisée ne permet pas d’observer les détails au niveau des zones riches en résine dans ces stratifiés. On peut obtenir plus de caractéristiques morphologiques à travers les coupes polies, Fig. 44. b.), c.).
Hétérogénéité à différentes échelles
La morphologie hétérogène des NC2® se traduit par différents types de zones riches en résine (aux trous de couture et à l’inter-nappes). Ces dernières sont dues à la présence du fil de couture, qui théoriquement dans le cas des stratifiés étudiés, génère un trou tous les 5 mm. Toutefois, la périodicité des trous de couture ainsi des zones riches en résine associées dans les stratifiés finaux n’est pas aussi évidente. Cela peut être dû au processus de couture dans la fabrication de la préforme [Lomov et al, 2002, Kong et al, 2004, Loendersloot et al, 2006] et à l’injection ou l’infusion de résine lors de l’élaboration du matériau. En effet, des plans perpendiculaires, Fig. 47. a.), et parallèles, Fig. 47. b.) aux lignes de couture et passant par des trous de couture montrent que le décalage entre les trous de couture dans les deux nappes n’est pas constant pour un même stratifié à savoir b = 936 µm à une position et b = 2000 µm à une autre, et a = 1546 µm à une position et 4300 µm à une autre. Les notations a et b dans la Fig. 47 correspondent aux paramètres de décalage définis antérieurement dans la Fig. 21. Par conséquent, le matériau ne pourrait pas être identifié morphologiquement par une seule paire de valeur (a,b). Autrement dit, la notion de « volume représentatif du matériau » reste relative et cela peut impliquer certains effets sur l’état de fissuration dans le matériau lors du conditionnement, ce qui va être examiné ultérieurement.
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Table des matières
INTRODUCTION GÉNÉRALE
CHAPITRE I. BIBLIOGRAPHIE ET CONTEXTE DE L’ETUDE
Introduction
I. Composites à matrice polymère
I.1. Classification des polymères
I.2. Structure moléculaire et notions chimiques
I.3. Mécanismes de vieillissement des polymères et de composites associés
I.3.1. Changements physiques
A. Volume libre
B. Absorption et désorption de l’humidité
I.3.2. Changements chimiques
A. Hydrolyse, lessivage et immersion
B. Oxydation
C. Effets thermiques
II. Stratifiés renforcés par des plis unidirectionnels non-tissés cousus
II.1. Procédés de fabrication
II.1.1. RTM (Resin Transfert Moulding)
II.1.2. RIM (Resin Infusion Moulding)
II.2. Comportements mécaniques et caractéristiques morphologiques
II.2.1. Traction
II.2.2. Compression
II.2.3. Cisaillement
II.2.4. Délaminage
II.2.5. Compression après impact (CAI)
II.2.6. Impact
II.2.7. Fatigue traction-compression
II.2.8. Influence des caractéristiques morphologiques
A. Influence des constituants (fibres et matrice)
B. Influence de l’interface fibre-matrice
C. Influence de l’empilement
D. Influence de la porosité
E. Influence de la couture
III. Problématique et démarche de thèse
III.1. Problématique
III.2. État de l’art
III.2.1. Morphologie
III.2.2. Fissuration hygrothermique
III.2.3. Premières simulations
A. Mesures de CTE
B. Modèle 2D
C. Modèle 3D
III.3. Démarche de thèse
III.3.1. Cycles de conditionnement
III.3.2. Matériaux étudiés
CHAPITRE II. CARACTÉRISATION MICROSCOPIQUE DE LA MORPHOLOGIE ET DE LA FISSURATION DU MATÉRIAU SOUS CYCLES DE VIEILLISSEMENT
Introduction
I. Caractérisation microscopique de la morphologie
I.1. Principe d’observation microscopique
I.1. Morphologie
I.2.1. Formation et morphologie des zones riches en résine
I.2.2. Défauts surfaciques et perturbations dues aux sections des filaments
I.2.3. Effets de la taille du fil et/ou du « type de fil »
I.2.4. Hétérogénéité à différentes échelles
II. Fissuration sous cycles accélérés de vieillissement
II.1. Initiation de la fissuration
II.1.1. Fissures initiées sous cycles thermiques
A. Défauts surfaciques et influence sur l’initiation des fissures
B. Formation et morphologie des premières fissures
II.1.2. Effets hygroscopiques
II.2. Évolution de la fissuration
II.2.1. Différents types de fissures
II.2.2. Hétérogénéité de la fissuration
III. Paramètres influents et variable représentative de fissuration
III.1. Influence de la taille et morphologie du fil de couture
III.2. Influence des paramètres de chargements et de la morphologie
III.2.1. Variable d’endommagment
III.2.2. Fissuration sous cycles thermiques
III.2.3. Effets hygroscopiques
A. Fissuration sous cycles hygrothermiques
B. Influence hygroscopique sur la fissuration thermique cyclique
C. Évolution de la teneur en eau lors des conditionnements
D. Effet hygroscopique sur la post-fissuration hygrothermique cyclique
Conclusions
CHAPITRE III. CARACTÉRISATION DE LA MORPHOLOGIE ET DE LA FISSURATION DU MATÉRIAU SOUS MICRO-TOMOGRAPHIE 3D À RAYONS X
Introduction
I. Tomographie à rayons X
I.1. Principe de la méthode
I.2. Caractérisation de la morphologie et de la fissuration par tomographie à rayons X
II. Morphologie hétérogène
II.1. Empilement spécifique des nappes unidirectionnelles
II.2. Morphologie des zones riches en résine
II.3. Intervention de la couture et présence de la porosité
III. Fissuration sous cycles accélérés de vieillissement
III.1. Localisation et hétérogénéité de fissures
III.2. Géométrie, connexion et propagation de fissures
III.2.1. Sous faible nombre de cycles
III.2.2. Sous grand nombre de cycles
III.3. Présence et influence de la porosité
IV. Paramètres influant la fissuration
IV.1. Fraction volumique de fissures
IV.2. Fissuration thermique cyclique et influences morphologiques
IV.3. Influence hygroscopique
Conclusions
CHAPITRE IV. SUIVI DE LA FISSURATION DU MATÉRIAU VIEILLI SOUMIS À UNE SOLLICITATION MÉCANIQUE
Introduction
I. Méthode optique
I.1. Principe de mesure de déplacement et de déformation par corrélation d’images
I.1.1. Principe de la méthode
I.1.2. Méthode implémentée
I.2. Analyse métrologique
I.2.1. Source d’erreurs
A. Erreurs dues à l’acquisition et au traitement du signal
B. Erreurs dues à l’enregistrement
C. Erreurs dues à l’environnement extérieur
I.2.2. Résolution
I.2.3. Résolution spatiale
I.3. Développement microscopique
I.3.1. Codage
A. Méthodologie de sélection
B. Protocoles proposés
C. Résultats et optimisation
I.3.2. Distorsion de caméra
I.3.3. Lissage temporel
II. Protocole expérimental
II.1. Préparation des éprouvettes
II.2. Matériel utilisé
II.3. Protocole expérimental
III. Suivi de la fissuration
III.1. Choix des conditions d’étude
III.2. Analyse du comportement mécanique
III.2.1. Matériau non fissuré
III.2.2. Matériau avec fissures initiées sous cyclage thermique
A. Fissures initiées en plan, dans les plis externes (135°)
B. Fissure dans les plis internes (90°)
III.2.3. Matériau fissuré hygrothermiquement
IV. Comportement mécanique sous effets du cyclage
Conclusion
CONCLUSIONS GÉNÉRALES
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