Soutenance mémoire
Les matériaux composites à matrice organique connaissent un engouement certain dans l’industrie automobile. Constitués en général d’une matrice polymère et de renforts fibreux, ils ont progressivement et potentiellement remplacé les matériaux métalliques depuis les années 80 dans beaucoup de pièces structurelles notamment grâce à leur faible densité comparée à celles des métaux, leur capacité d’absorption de chocs et leur facilité de mise en œuvre.
On peut séparer les composites fibreux en deux catégories : les composites à fibres longues et ceux à fibres courtes. C’est généralement la deuxième catégorie que l’on retrouve sur les pièces automobiles pour des applications structurelles et c’est dans cette catégorie que se trouve le matériau de cette étude : le PPGF40. La nature de la matrice, le procédé de fabrication, la taille des fibres, leurs orientations, leurs concentrations sont autant de facteurs influents sur le comportement mécanique des composites et leur anisotropie en particulier dans les phases d’endommagement.
Renforts : les fibres de verre
Les renforts assurent la tenue mécanique des matériaux composites. Leur rigidité est très largement supérieure à celle de la matrice. Les renforts en fibres de verre représentent 95% des renforts de matériaux composites pour l’industrie automobile. Ce sont les fibres les plus communément utilisées dans les produits de grande diffusion en raison de leur faible coût et de leurs propriétés mécaniques intéressantes. Elles sont obtenues en portant à ébullition le verre à température de fusion jusqu’à faire disparaitre les bulles. Celui-ci est étiré à grande vitesse jusqu’à se transformer en filaments. Les filaments sont ensuite protégés par un ensimage puis enroulés en bobines ou coupés aux dimensions souhaitées et séchés.
Matrice : polypropylène
Propriétés physico-chimiques
Dans un composite, le rôle de la matrice polymère est d’assurer le transfert de charge entre les renforts, de les maintenir et de donner une forme au matériau. On peut classer les polymères selon trois catégories : les thermoplastiques (TP), les thermodurcissables (TD) et les élastomères :
– Les thermoplastiques ne sont pas réticulés. Leurs macromolécules se présentent sous forme de chaines linéaires ou ramifiées. L’augmentation de la température engendre la mobilité des chaines macromoléculaires conduisant ainsi au ramollissement du polymère. Puis lors du refroidissement, elles se bloquent : le polymère se fige. Cette transformation est réversible mais a tendance à dégrader le matériau [1]. Le matériau obtenu a des liaisons faibles de type de Van Der Waals. Pour le procédé d’injection, les matériaux thermoplastiques sont mis en œuvre à partir de l’état fondu au-dessus de la température de fusion Tm (semi cristallins) ou de la température vitreuse Tg (amorphes). Ils constituent 80% de la production mondiale de plastiques.
– Les thermodurcissables sont fortement réticulés. Leurs macromolécules se présentent sous forme de réseau tridimensionnel qui lors du chauffage, ou en présence d’un catalyseur, se ponte via des liaisons chimiques fortes : le polymère durcit de façon définitive [1]. Enfin, contrairement aux thermoplastiques, ils ne possèdent pas de point de fusion.
– Les élastomères quant à eux, sont faiblement réticulés. Ils sont obtenus à partir de polymères linéaires ayant des liaisons secondaires extrêmement faibles, considérés comme des liquides très visqueux. Leur principale caractéristique est leur grande déformabilité qui peut dépasser 1000% [2]. On peut les considérer comme des thermodurcissables faiblement pontés.
Le polypropylène est un copolymère thermoplastique semi cristallin issu de la famille des polyoléfines. On trouve cet état semi cristallin uniquement dans les polymères. Leur abondance est due principalement à la facilité de leur mise en forme et leurs excellentes propriétés mécaniques largement maitrisées par la variation des paramètres de mise en œuvre [3]. Ils sont composés d’une phase amorphe, où les molécules sont disposées de manière aléatoire, et une phase cristalline, où elles sont ordonnées et reparties de manière périodique.
La cristallisation du polymère se produit dans une plage de température délimitée par la température de fusion Tm (propre à la phase cristalline) et la température de transition vitreuse (propre à la phase amorphe). Les phases cristallines et amorphes se distinguent par les propriétés suivantes :
➤ La phase cristalline possède un volume spécifique plus faible et une rigidité plus importante que la phase amorphe. L’arrangement des chaines moléculaires dans cette phase se fait sous forme de lamelles. Elle est également caractérisée par la présence d’une température de fusion.
➤ La phase amorphe, donne au matériau un aspect de liquide figé. Elle ne possède pas de point de fusion mais une température de transition vitreuse (Tg), à partir de laquelle on passe d’un état solide à un état caoutchouteux.
La phase cristalline du polypropylène consiste en des structures lamellaires disposées de manière radiale à partir d’un point de départ central (germe) . Ce type de structures est appelé sphérolites qui sont fortement liées aux propriétés mécaniques globales du matériau par leurs proportions. Cette structure est systématiquement observée lors d’une cristallisation statique. Lors d’une cristallisation sous écoulement, le nombre de germes augmente et la taille des sphérolites diminue.
Une autre caractéristique importante des polymères est leur dépendance à la température. On définit ainsi la transition vitreuse (transition du second ordre) qui est un phénomène, associé à la phase amorphe du matériau. Il régit le comportement des polymères en fonction de la température de la zone amorphe. Ce phénomène délimite le passage du comportement solide au comportement liquide. En dessous de la Tg, les mouvements des chaines sont réduits, le matériau se trouve donc dans un état vitreux. Inversement, au-dessus de la Tg, leur mouvement est plus aisé. La transition vitreuse conditionne ainsi le domaine d’utilisation du matériau. Cette dernière peut être mesurée par analyse mécanique thermodynamique (DMTA).
Les essais DMTA ont pour but de mesurer les propriétés viscoélastiques d’un matériau à une température donnée. Les variations du module d’Young complexe et du facteur d’amortissement permettent de déterminer les transitions que subissent les matériaux polymères en fonction de la température. On définit ainsi le module complexe : E* = E’ + iE’’, avec E’ (module de conservation), le module en phase qui représente la composante élastique et E’’ (module de perte) est le module en quadrature de phase par rapport à la contrainte qui représente la composante visqueuse. Le rapport des deux composantes défini la tangente de l’angle des pertes: tan(δ) =E’’/E’. Ce rapport traduit la dissipation d’énergie du matériau.
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Table des matières
Introduction Générale
1. Chapitre 1 : Constituants du matériau et Microstructures induite par le procédé de mise en œuvre
1.1. Introduction
1.2. Renforts : les fibres de verre
1.3. Matrice : polypropylène
1.3.1. Propriétés physico-chimiques
1.3.2. Comportement mécanique des polymères semi cristallins
1.4. Le PPGF : composites thermoplastiques chargés en fibres courtes
1.4.1. Injection du composite
1.4.2. Mesures tomographiques
1.5. Conclusions
2. Chapitre 2 : caractérisation expérimentale
2.1. Introduction
2.2. Caractérisation dynamique des matériaux
2.2.1. Dispositifs d’essai et de mesures
2.2.2. Optimisation des géométries d’éprouvettes pour les essais dynamiques de traction
2.2.3. Préparation des échantillons
2.2.4. Caractérisation du comportement dynamique de la matrice polypropylène
2.2.5. Caractérisation du comportement dynamique du PPGF
2.2.6. Influence du taux de fibre
2.3. Analyse des mécanismes d’endommagement
2.3.1. Introduction
2.3.2. Protocole et moyens d’essai
2.3.3. Observations microscopiques et analyses
2.4. Conclusion
3. Chapitre 3 : Modélisation multi-échelles et endommagement du PPGF
3.1. Modélisation des composites thermoplastiques renforcés
3.1.1. Principe de la modélisation multi-échelle
3.1.2. Modèles d’homogénéisation : revue bibliographique
3.1.3. Choix du modèle micromécanique
3.2. Loi de comportement des différentes phases
3.2.1. Phase de fibre
3.2.2. Phase de matrice
3.2.3. Modélisation de l’endommagement
3.3. Machine d’essais virtuels
3.4. Conclusion
4. Chapitre 4 : implémentation numérique des lois de comportement, identification et validation expérimentale
4.1. Introduction
4.2. Implémentation de la loi viscoplastique du polypropylène
4.2.1. Implémentation implicite par algorithme de retour radial
4.2.2. Détermination du module tangent
4.2.3. Identification des paramètres
4.2.4. Validation du modèle par comparaison aux courbes expérimentales
4.3. Implémentation du modèle d’endommagement des interfaces via le modèle à inclusions enrobées
4.3.1. Principe des inclusions enrobées
4.3.2. Implémentation de la loi de comportement endommageable de l’interface et des fibres.
4.4. Implémentation du modèle multi échelles de Mori Tanaka
4.4.1. Algorithme d’implémentation
4.4.2. Fichiers d’entrée de la routine SMART+
4.4.3. Identification des paramètres
4.5. Validation du modèle par comparaisons aux courbes expérimentales
4.6. Sensibilité du modèle à la microstructure
4.7. Machine d’essais virtuels
4.8. Modélisation macroscopique
4.9. Conclusion
Conclusion Générale
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