Soutenance mémoire
L’utilisation de matériaux composites à matrice organique dans l’industrie aéronautique s’impose progressivement comme l’illustrent les futurs avions commerciaux (50% en poids pour le Boeing 7E7, 20 % en poids dans l’Airbus A 380 et l’Airbus A 350). En effet, ces matériaux permettent un gain de poids et une réduction des problèmes de corrosion par rapport à des pièces fabriquées avec des matériaux métalliques. Actuellement, les pièces en composites sont limitées aux structures secondaires mais les nouvelles perspectives d’application visent les structures primaires telles que les parties de fuselage ou les ailes dont la taille et la complexité augmentent. Les procédés de mise en forme utilisés actuellement (par autoclave par exemple) ne permettent pas la fabrication de telles pièces avec des coûts de production raisonnables. Les procédés de mise en œuvre en continu semblent être une solution pour pallier ce problème et particulièrement l’empilement avec soudage et consolidation en continu. Le principe de ce procédé consiste à ajouter progressivement un nouveau pli de préimprégné de composites thermoplastiques semi-cristallins par fusion locale de la matrice. La qualité de la pièce finale dépend fortement de l’adhésion entre les deux préimprégnés composites thermoplastiques assemblés et de la disparition des interfaces successives. Les polymères utilisés pour ce type de composites sont semi-cristallins car leurs propriétés thermo-mécaniques sont meilleures que celles des polymères amorphes.
Cependant, les pièces actuellement élaborées avec ce procédé possèdent des propriétésmécaniques inférieures à celles fabriquées par autoclave. Cette différence est attribuée à une mauvaise maîtrise de l’étape de soudage. L’adhésion du nouveau préimprégné composite n’est pas maximale et pas toujours reproductible. Le besoin d’une compréhension approfondie des mécanismes physiques activés thermiquement à l’origine de cet assemblage, c’est-à-dire l’adhésion de composites thermoplastiques semi-cristallins se fait donc sentir.
INTRODUCTION A L’ADHESION DES POLYMERES SEMI-CRISTALLINS
BGENERALITES SUR LES POLYMERES
Un polymère comme l’explique son étymologie grecque est constitué de molécules comprenant un nombre important de même entité chimique. Les motifs élémentaires, les monomères sont associés par des liaisons covalentes pour former des macromolécules. Dans notre cas, les macromolécules étudiées sont des homopolymères, c’est-à-dire que les entités chimiques sont toutes identiques, neutres et enchaînées de façon linéaire. Si les macromolécules sont constituées de plusieurs monomères différents, on parle de copolymères. Dans le cadre de notre étude, nous nous intéresserons à la famille des polymères thermoplastiques qui présentent une phase liquide à haute température. Les polymères sont constitués de macromolécules de taille différente.
La théorie de la reptation
Les mouvements des chaînes dans un fondu sont contraints par la présence des autres chaînes puisque les chaînes ne peuvent se traverser mutuellement. Localement, des mouvements diffusifs browniens des monomères sont libres, mais lorsque l’excursion est suffisamment grande, ces mouvements deviennent bloqués par les autres chaînes. La théorie de la reptation introduite par de Gennes prend en compte cette notion de manière simplifiée. Dans une première approche, la chaîne est entourée d’obstacles fixes. Puis, dans le fondu, on prend en compte l’effet moyen des centres des chaînes, les obstacles sont alors fixes et distants de Ne 1/2 a. Il postule un mouvement de la chaîne fortement anisotrope : les mouvements latéraux, perpendiculaires à l’axe local de la chaîne sont limités, tandis que ceux le long du contour de la chaîne sont libres.
La viscoélasticité linéaire
Généralités
Doi et Edwards ont relié le comportement macroscopique d’un polymère monodisperse fondu aux paramètres microscopiques des chaînes dans le cadre de la viscoélasticité linéaire en s’appuyant sur le modèle de la reptation. Dans une expérience de relaxation de contraintes, par exemple, l’application de la déformation macroscopique à t=0 entraîne une déformation de chacun des tubes autour de chaque chaîne. Considérons une chaîne particulière. Elle se retrouve piégée dans son tube déformé à t=0, et met un temps trep à s’en désengager, en recréant un nouveau tube, isotrope, à partir des diffusions de bouts de chaînes (reptation). Tant qu’il reste une portion de tube (central) encore déformé, le système reste sous contrainte. Le module élastique de relaxation G(t) peut alors être relié à la fonction mémoire du tube M(t) qui caractérise la fraction de tube à l’instant t restant commun avec le tube initial déformé. Dans l’approche de la reptation, cette fonction mémoire relaxe exponentiellement comme exp (-t/trep) à temps long . Le module de relaxation linéaire G(t), représenté de manière théorique dans la Figure 1. 5 est caractéristique des matériaux polymères de longues chaînes. Après une chute aux temps courts, le module se stabilise aux temps intermédiaires au plateau GN(0) . Dans cette gamme de temps, le fondu se comporte comme un caoutchouc, d’où l’appellation de plateau caoutchoutique. La largeur de ce plateau dépend de la longueur des chaînes de polymères. Pour les temps longs dans la zone terminale, G(t) décroît vers zérocomme c’est le cas pour un liquide.
LES POLYMERES A L’ETAT SOLIDE
A basse température, les matériaux polymères adoptent un comportement de solide. On distingue deux familles de polymères, les polymères amorphes et les polymères semicristallins.
Les polymères amorphes
Les polymères à l’état solide amorphe se caractérisent par une absence d’ordre de position des monomères à longue distance. Les polymères amorphes à l’état solide peuvent être considérés comme des polymères dans lesquels les mouvements moléculaires du liquide sont gelés, mais avec une organisation de type liquide. La température à laquelle le changement de comportement entre l’état solide et l’état liquide a lieu est appelée température de transition vitreuse, Tg. La transition vitreuse n’est pas une transition au sens thermodynamique, l’état amorphe n’étant pas un état d’équilibre; c’est une transition à caractère cinétique et non thermodynamique. La température Tg dépend de la fréquence de sollicitation. La transition vitreuse s’accompagne d’un ensemble de changement des propriétés du matériau : volume spécifique, coefficient d’expansion thermique, capacité calorifique. Pour certains polymères, les dynamiques sont très lentes, les temps de relaxation sont très longs de sorte que l’équilibre thermodynamique n’est jamais atteint, d’où leur état amorphe (désordonné).
Les polymères semi-cristallins
Un polymère ne peut pas cristalliser entièrement, il reste toujours des parties amorphes d’où l’appelation de polymères semi-cristallins. La stéréorégularité des chaînes de certains polymères permet une organisation locale sous forme de structures cristallines lors du refroidissement depuis l’état fondu. Les structures cristallines dépendent fortement de l’histoire thermique. On peut faire varier le taux de cristallisation, fraction de polymère cristallisé par rapport à la masse totale du polymère, la morphologie des structures cristallines par des effets de recuit (maintien du matériau à une température inférieure à la température de fusion). Dans la majorité des cas, les défauts de régularité, les extrémités de chaînes se retrouvent rejetés dans les parties amorphes.
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Table des matières
INTRODUCTION
1. INTRODUCTION A L’ADHESION DES POLYMERES SEMI-CRISTALLINS
1.1 Généralités sur les polymères
1.2 Les polymères à l’état liquide
1.2.1 Statistique d’une chaîne
1.2.2 La théorie de la reptation
1.2.3 La viscoélasticité linéaire
1.2.3.1 Généralités
1.2.3.2 Le principe de superposition temps-température
1.2.3.3 Modélisation phénoménologique de la zone terminale
1.2.3.4 Evaluation de la viscosité et complaisance limite
1.3 Les polymères à l’état solide
1.3.1 Les polymères amorphes
1.3.2 Les polymères semi-cristallins
1.3.2.1 Structure des polymères semi-cristallins
1.3.2.2 La cristallisation d’un polymère
1.3.2.3 La fusion des polymères
1.3.2.4 Cinétique de cristallisation
1.4 Mécanique de la rupture des polymères
1.4.1 Rappels généraux sur la mécanique des matériaux polymères
1.4.2 Approche énergétique : Griffith et Williams
1.4.3 Approche locale
1.4.4 Forme et taille de la zone plastique : le modèle de Dugdale
1.4.5 Modèles de rupture avec craquelures d’un polymère amorphe
1.4.5.1 Description des craquelures
1.4.5.2 Le modèle de Brown
1.4.5.3 Rupture par désenchevêtrements
1.5 Adhésion des polymères
1.5.1 Adhésion de deux polymères incompatibles avec des agents à l’interface
4.1.1.1 L’extraction des chaînes
4.1.1.2 La scission des chaînes
4.1.1.3 Rupture de l’interface avec apparition de craquelures
1.5.2 Adhésion des polymères semi-cristallins avec un agent à l’interface
1.5.3 Cas de l’auto-adhésion ou de la soudure des polymères
1.5.3.1 Soudure dans le cas des polymères amorphes
1.5.3.2 Soudure dans le cas des polymères semi-cristallins
1.6 Conclusions
2. CONTEXTE INDUSTRIEL : ETAT DE L’ART SUR L’EMPILEMENT AVEC SOUDAGE ET CONSOLIDATION EN CONTINU
2.1 Rappels sur les différentes méthodes de soudage
2.1.1 Le soudage avec chauffage en volume
2.1.2 Le soudage avec chauffage par friction
2.1.3 Le soudage avec chauffage électromagnétique
2.1.4 Le soudage en deux étapes
2.2 Le procédé d’empilement par soudage et consolidation en continu
2.2.1 Principe du procédé et variantes technologiques
2.2.2 Les matériaux utilisés
2.3 Description des mécanismes impliqués dans ce procédé
2.3.1 Le contact intime
2.3.2 La cicatrisation (« healing »)
2.3.3 Les modèles couplés
2.3.4 Phénomènes annexes
2.3.4.1 Dégradation thermique du polymère
2.3.4.2 La consolidation et la présence de porosités
2.4 Etude thermique dans le procédé d’empilement avec soudage et consolidation en continu
2.4.1 Modélisation thermique
2.4.2 Validation des modèles par des mesures expérimentales
2.4.3 Optimisation des conditions thermiques et de soudage en fonction de certains paramètres du procédé
2.4.4 Corrélation entre histoire thermique et qualité du soudage
2.5 Contraintes résiduelles
2.6 Conclusions
3. MATERIAUX ETUDIES ET TECHNIQUES EMPLOYEES
3.1 Les matériaux étudiés
3.1.1 Le poly-éther-éther-cétone (PEEK)
3.1.1.1 Propriétés moléculaires
3.1.1.2 Morphologies cristallines
3.1.1.3 Caractéristiques thermiques
3.1.1.4 Cristallisation
3.1.1.5 Propriétés mécaniques
3.1.1.6 Dégradation
3.1.2 Le composite à matrice PEEK renforcée de fibres de carbone
3.1.2.1 Caractéristiques générales
3.1.2.2 Caractéristiques thermiques
3.1.2.3 Cristallisation
3.1.2.4 Propriétés mécaniques
3.1.2.5 Dégradation
3.1.3 Le polyamide 12 (PA12)
3.1.3.1 Caractéristiques générales
3.1.3.2 Caractéristiques thermiques et de cristallisation
3.1.3.3 Caractéristiques mécaniques
3.1.4 Le poly(sulfure de phénylène) (PPS) et le composite PPS renforcé de fibres de carbones
3.1.4.1 Caractéristiques générales
3.1.4.2 Caractéristiques thermiques
3.1.4.3 Cristallisation
3.1.4.4 Dégradation
3.1.4.5 Caractéristiques mécaniques
3.2 Techniques employées
3.2.1 Dispositifs expérimentaux de soudage
3.2.1.1 Elaboration des éprouvettes pour des temps longs
3.2.1.2 Cahier des charges du dispositif expérimental de soudage pour des temps courts
3.2.1.3 Description du dispositif expérimental de soudage aux temps courts
3.2.1.4 Caractéristiques techniques du dispositif expérimental de soudage
3.2.1.5 Elaboration d’une éprouvette dans des conditions de soudage court
3.2.1.6 Autres fonctionnalités du dispositif développé
3.2.2 Caractérisation mécanique de l’adhésion par le test de clivage en coin
3.2.2.1 Choix du clivage en coin
3.2.2.2 Principe du test du clivage en coin
3.2.2.3 Calcul de l’énergie stockée dans les bras
3.2.2.4 Détermination du module de flexion
3.2.3 Caractérisation thermique
3.2.3.1 Caractéristiques thermiques des matériaux : analyse par DSC
3.2.3.2 Détermination des températures de surfaces
3.2.3.3 Détermination des températures d’interfaces
3.2.4 Caractérisation optique de la cristallisation
3.2.5 Caractérisation rhéométrique des temps de relaxation
3.3 Conclusions
CONCLUSION
