Les semi-produits composites à matrice thermoplastique

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Les matrices thermoplastiques

Les matrices organiques employées dans la mise en vre des pièces composites ( CMO) jouent le rôle de liant afin de conserver la disposition géométrique des fibres tout en transmettant les sollicitations auxquelles la pièce est soumise. Les résines doivent tre suﬃsamment déformables, compatibles avec les fibres et avoir une densité relativement faible pour que le matériau conserve des caractéristiques mécaniques spécifiques élevées. Généralement, on considère deux familles de polymères : les thermodurcissables (TD) et les thermoplastiques (TP).
Les matrices thermodurcissables sont majoritairement employées (à hauteur de 70%) dans la mise en vre de pièces composites mme si ce niveau décroît graduelle-ment au profit des matrices thermoplastiques. En cause notamment la réglementation « REACH » qui impose aux industriels un contrôle de plus en plus drastique dans l’utilisation des monomères additifs et autres molécules intervenant dans la synthèse des polymères. Les résines à base phénolique, qui rentrent dans certaines compositions de matrices thermodurcissables, vont tre prochainement interdites d’utilisation en raison des risques avérés pour la santé. L’utilisation des polymères thermoplastiques en tant que matrice de substitution dans la fabrication de pièces composites constitue donc une alternative intéressante.
Un polymère thermoplastique est caractérisé par de longues chaînes linéaires de mo-nomères faiblement ramifiées chimiquement séparées entre elles. Ces chaînes sont liées entre elles par des liaisons faibles de type Van der Waals, dipôle-dipôle ou hydrogène.
Ainsi, du fait de la nature de ces liaisons, la structure enchevtrée du polymère ne résulte pas d’une réaction de polymérisation, mais d’un phénomène de repliement des chaînes lors du chauﬀage du thermoplastique. Lors du refroidissement, les chaînes se rigidifient et solidifient le matériau. Contrairement aux thermodurcissables, dont la polymérisation induit la formation d’un réseau réticulé par l’établissement de liaisons covalentes, les thermoplastiques peuvent subir plusieurs cycles de chauﬀage/refroidissement.
La synthèse du polymère thermoplastique peut tre obtenue suivant plusieurs voies de polymérisation : réaction de polyaddition, copolymérisation ou polycondensation. Les mécanismes d’homopolymérisation (enchaînement d’un mme monomère) et de copolymérisation (polymérisation de deux monomères) interviennent majoritairement dans l’établissement d’une chaîne de monomères [Paris2011].
Un thermoplastique peut se présenter suivant deux structures : amorphe et semi-cristalline [Waddon+1987]. Sa mise en vre s’eﬀectue à l’état caoutchoutique ou visqueux et se décompose en trois étapes :
➢ Le chauﬀage du polymère pour augmenter la mobilité des macromolécules. La température doit tre supérieure à la température de transition vitreuse ( Tg ) pour les thermoplastiques amorphes et supérieure à la température de fusion (Tm) pour les thermoplastiques semi-cristallins.
➢ Le formage du polymère à l’état fondu.
➢ Le refroidissement du polymère qui doit tre maîtrisé dans le cas d’une structure semi-cristalline pour permettre une cristallisation optimale et l’obtention de ses propriétés mécaniques et physico-chimiques.
Il existe dans le commerce trois catégories de thermoplastiques : les polymères de grande diﬀusion (PP), les polymères techniques (PC,PET,PBT…) et les polymères à hautes performances utilisés principalement dans les secteurs de pointe tels que l’aéronautique. Dans cette dernière catégorie, on trouve notamment le PEEK, le PEI et le PPS. Ils présentent plusieurs avantages par rapport aux thermodurcissables [Bathias+2009 ; Berthelot2012 ; Bessard2012] :
➢ Une tenue à l’impact et aux chocs supérieure. ➢ Une meilleure résistance chimique.
➢ Une réutilisation possible sous certaines conditions. La synthèse de ces polymères n’engendre pas un changement d’état permanent (du fait des réactions de poly-addition). Ils peuvent donc tre à nouveau fondus et recristallisés à travers des cycles chauﬀage/refroidissement successifs.
➢ Une durée de stockage illimitée.
➢ Utilisable pour la mise en vre de pièces composites à géométries complexes. ➢ Des cycles de mise en oeuvre rapides
➢ Faible coût de production en règle générale à l’exception des thermoplastiques hautes performances tels que le PEEK (70 – 80 euros/kg).
Cependant, la température de mise en vre des polymères thermoplastiques est bien supérieure à celle requise pour les thermodurcissables.
La viscosité à la température de mise en vre d’un thermoplastique est aussi plus élevée (100 à 1000 P a ) que celle d’un thermodurcissable (0,1 à 10 P a ) [Figure 1.5]. Cela engendre des diﬃcultés dans la mise en vre des pièces composites.
Finalement, le choix de la matrice pour la fabrication de pièces composites doit impérati-vement tenir compte des propriétés physico-chimiques du polymère à savoir sa viscosité minimale, sa comptabilité avec le renfort, sa masse moléculaire et sa mouillabilité. La prise en compte des propriétés mécaniques du polymère est également indispensable dans l’établissement d’une structure composite. Dans le cadre de la thèse, nous nous sommes intéressés au polysulfure de phénylène (PPS).

Le cas du polysulfure de phénylène

Le polysulfure de phénylène (PPS) fait partie des polymères de hautes performances et thermostables utilisés notamment dans l’industrie aéronautique. Il fut pour la première fois synthétisé par Grenvesse en 1897. L’application industrielle de ce polymère avec la mise au point de plusieurs voies de synthèse détaillée par Lopez et Wilkes [Lamethe2004] est plus récente avec une première commercialisation dans les années 70. Il s’utilise principalement comme matériau non renforcé pour des applications dans les secteurs de l’automobile et de l’électronique. Il s’adapte également très bien en tant que matrice pour des pièces composites. Le PPS est un polymère semi-cristallin dont le monomère présente un cycle aromatique et un atome de soufre (S) représenté en [Figure 1.6].
Tout comme les matrices thermoplastiques, le PPS dispose d’une très bonne stabilité thermique. En raison d’une mobilité restreinte des chaînes du polymère imposée par le groupe phényle, la transition thermique du PPS se produit à haute température [Nohara+2006]. Ainsi le PPS conserve son intégrité structurelle (résistance thermique) jusqu’à une température de service de 200◦ C en continu. Cette valeur est plus faible que celle déterminée pour le PEEK avec 240◦ C [Villoutreix+1998].
Du fait de sa composition semi-cristalline, l’état du PPS se caractérise, à minima, par la température de transition vitreuse (Tg ) et la température de fusion (Tm). La température de transition vitreuse, définissant la transition de l’état vitreux à l’état caoutchoutique de la phase cristalline, pour le PPS non renforcé est comprise entre 85◦ C et 93◦ C dans la littérature [Batista+2015 ; Biron2014 ; DíezPascual+2012]. Le point de fusion du PPS pur est estimé à 282◦ C pour [Lamethe2004] et 285◦ C selon [Batista+2015 ; Boey+1993 ; DíezPascual+2012 ; Nohara+2006]. Les diﬀérences constatées sont très certainement liées aux diﬀérents grades de PPS utilisés par les auteurs.
Le PPS est un polymère adapté pour la mise en oeuvre de structures composites. Pour permettre l’imprégnation du renfort, la matrice doit tre le plus fluide possible. Cela signifie qu’il est nécessaire d’atteindre la viscosité minimale du PPS. À l’état fondu, cette viscosité est d’environ 200 P a ce qui est faible par rapport aux autres thermoplastiques tels que le PEEK (∼ 350 P a ). Des analyses rhéologiques [Figure 1.7] montrent que la viscosité du PPS à 315◦ C varie peu pendant 30 min facilitant l’imprégnation dans le renfort et la cristallisation du PPS [Batista+2015].
L’établissement des propriétés mécaniques et thermiques du PPS est conditionné par la présence de la phase cristalline [Batista+2015]. Cette dernière améliore la rigidité et la résistance aux sollicitations mécaniques tandis que la phase amorphe participe à l’absorption d’énergie lors d’impacts. Un contrôle du ratio entre la phase cristalline et la phase amorphe lors de la mise en vre du matériau composite est primordial si l’on veut obtenir les performances mécaniques souhaitées. En partant de l’état fondu du PPS, la phase cristalline se forme lors de la phase de refroidissement du polymère. Ce changement thermique conduit à la formation de structures cristallines organisées et de formes sphériques appelé « sphérulites ». Chacune d’entre elles se développe radialement sous la forme de fines lamelles cristallines qui sont espacées par une phase amorphe. La morphologie et la répartition de ces sphérulites dépend fortement des propriétés physico-chimiques et des conditions opératoires telles que la température de cristallisation, le taux de refroidissement ou encore la présence d’agents favorisant la nucléation des grains cristallins. Tout comme pour le PEEK ou le PEK, la cristallisation du PPS est un processus relativement long par rapport à des polymères conventionnels n’ayant pas de groupes aromatiques comme le polyéthylène (PE) [Nohara+2006]. La cinétique de cristallisation est fortement liée à la température de cristallisation. Une température trop proche de la transition vitreuse du PPS bloque le développement de la phase cristalline en raison d’une mobilité insuﬃsante des chaînes. Pour une température proche de Tm la cristallisation du PPS est également entravée. L’énergie disponible favorise la mobilité des chaînes sans pour autant permettre un réarrangement moléculaire propice à la cristallisation. C’est dans cette gamme de température proche de la transition vers l’état fondu du polymère que se produit une cristallisation secondaire caractérisée par des sphérulites incomplètes et de petites tailles. Les conditions en température permettant d’optimiser les cinétiques de nucléation et de croissance des grains cristallins sont donc comprises entre Tg et Tm [Spruiell2005].
Au cours de la mise en oeuvre, le PPS est particulièrement sensible à la vitesse de refroidissement appliquée. Cela se caractérise par une modification de la cinétique de cristallisation et le taux finale de la phase cristalline. Batista et al. [Batista+2015] montrent expérimentalement, pour un composite à matrice PPS renforcé par des fibres de verre, l’augmentation du taux de cristallisation lorsque le temps de refroidissement du polymère augmente [Tableau 1.1]. La mme tendance se dégage dans la publica-tion de [DíezPascual+2012] avec pour trois vitesses de refroidissement (2,0◦ C min−1 – 5,0◦ C min−1 – 10,0◦ C min−1) un taux de cristallinité respectif de 55,5%, 55,2% et 52,5% (cas du PPS FORTRON 0205B4 non renforcé). 10 ◦ C/min 51, 1 ±1,0 1 C/min 58, 5 ± 0, 8 ◦ C/min 61, 9 < 1 ±1,9.
Les grades PPS disponibles sur le marché ont un taux de cristallinité pouvant atteindre les 60% (voir 65% selon [Boey+1993]) contre seulement 40% pour le PEEK [Vieille+2009].
Dans le cadre de structures composites, le renfort influence les propriétés de la matrice au cours de la mise en vre. Dans les travaux de thèse de [ Lamethe2004], un écart de la valeur de la température de transition vitreuse (Tg ) d’au moins 10◦ C entre un PPS non renforcé et un PPS renforcé fibres de carbone avec un taux massique de 60% a été constaté. La présence de fibres aﬀecte la cinétique de cristallisation et le taux de cristallinité final pour une température donnée. Kenny et al. [Kenny+1991] démontrent, pour un cas de composite UD FC/PPS que la présence de ces fibres de renfort donne un taux maximal de cristallinité plus faible par rapport à une configuration PPS non renforcé. Néanmoins, la cinétique de cristallisation est plus rapide lorsque le PPS est en présence de fibres de carbone. Cette modification de comportement du PPS est à associer à la phase cristalline en contact avec le renfort. Au contraire, Auer et al. [Auer+1994] montrent expérimentalement que l’intégration de fibres de carbone ou de verre conduit à des cinétiques de cristallisation plus lentes [Figure 1.8]. C’est le cas contraire lorsque le polymère est renforcé de fibres d’aramide. Ces diﬀérences de résultats, notamment souligné par [Spruiell2005], peuvent s’expliquer par les spécifications et le traitement par ensimage ou non des fibres utilisées par les auteurs [Desio+1992].
Les fibres de renfort modifient le comportement de cristallisation de la matrice avec l’apparition d’une nouvelle phase cristalline appellée phase transcristalline [Figure 1.9]. Selon [López+1991], les fibres de carbone induisent une cristallisation particulière caractérisée par un nucléation plus eﬃcace des germes cristallins à cette interface. L’écart des coeﬃcients d’échange thermique entre le polymère et le renfort favorise la cristallisation du PPS en surface des fibres. L’auteur identifie également le poids moléculaire du polymère, le traitement des fibres ainsi que les paramètres de mise en oeuvre (vitesse de refroidissement) comme des facteurs supplémentaires pouvant favoriser la transcristallinité. Au final, l’intégration de fibres modifie la morphologie de la phase cristalline du PPS en particulier au niveau de l’interface fibre / matrice.

Les semi-produits composites à matrice thermoplastique

Un semi-produit se définit par ses constituants à savoir le renfort, la matrice et la stratégie employée pour les associer. Suivant la structure du fil, l’architecture du renfort et l’intégration du polymère, le semi-produit n’aura pas les mêmes propriétés. Cela conditionne par conséquent le choix du procédé de mise en œuvre. Cette section présente les principaux semi-produits existants.

Les architectures fibreuses tissées

Le renfort tissé est défini par l’entrelacement de mèches dans le sens chaîne (direction parallèle au sens d’avancement du renfort textile lors de sa fabrication) et le sens trame [Bourban+2004 ; Dridi2010]. Ce mode d’entrecroisement des mèches sens chaîne et trame, appelé armure, se décline en quatre configurations principales [Figure 1.10] :
➢ Structure unidirectionnelle (UD) (d) : Les mèches sont alignées selon une seule direction. Elles sont maintenues en position par un fil de liage à 90◦ .
➢ Toile ou taﬀetas (a) : Chaque mèche dans la direction chaîne passe successive-ment au-dessus et en dessous d’une mèche orientée dans la direction trame.
➢ Sergé (b) : L’ordre d’enchevtrement des mèches sens chaîne par rapport aux mèches sens trame induit un eﬀet oblique obtenu par décochement d’un fil sens chaîne à chaque trame. Dans le cas d’un renfort sergé 1/3, la mèche trame passe sous une mèche puis au-dessus de trois mèches sens chaîne avec un décalage à chaque passage.
➢ Satin (c) : Cette armure est caractérisée par une dominance des mèches sens chaîne ou trame donnant un aspect lustré ou mat suivant que l’on observe le renfort textile à l’endroit ou à l’envers. (À l’endroit du tissu, on retrouve plus de flottés des trames que des chaînes. À l’envers, c’est l’inverse). Pour le satin 5, la mèche chaîne passe en dessous d’une mèche trame puis au-dessus de quatre mèches trames. Le chiﬀre cinq correspond au nombre de laissées trame entre deux pris (deux mèches chaîne) retranché de un. Cette armure donne des tissus relativement souples par rapport aux autres configurations, particulièrement adaptés pour de la mise en forme de pièces à géométries complexes.

Eﬀet de la mise en forme du semi-produit sur les propriétés de la pièce composite

Les problématiques liées à la mise en forme des préformes textiles

La mise en vre d’une pièce composite à partir de préformes textiles suivant le semi-produit choisi et la géométrie finale souhaitée soulève deux problématiques [Boisse2004 ; Lomov+2008]. La première concerne la complexité de la géométrie de la pièce visée. L’étude de la drapabilité du renfort textile est nécessaire pour minimiser l’apparition de défauts lors de la mise en vre de la pièce composite. Ces défauts peuvent tre :
➢ La rupture des fibres
➢ Le glissement des plis de renfort. ➢ Les plissements du renfort textile
➢ La modification de l’orientation des fibres
➢ La création de zones riches en matrice ou en porosités selon la qualité de la consolidation
La deuxième problématique est liée au procédé de mise en vre. Suivant la géométrie de la pièce souhaitée, des diﬃcultés peuvent apparaître et conditionner le choix du cycle de consolidation, le choix du moule (moule mâle ou femelle), la méthode de drapage des plis successifs sur le moule ou encore la méthode pour solidariser les plis entre eux et sur l’outillage afin de limiter le glissements des plis.
La mise en forme est donc une étape importante pour la maîtrise du procédé de fabrication. En récupérant l’état déformé de la préforme (position et orientation du renfort), il est possible d’accéder au comportement mécanique de la pièce composite.

Les modes de déformation des préformes textiles

Plusieurs modes de déformation du renfort textile sont à distinguer :
Cisaillement plan :
La déformation en cisaillement plan est liée à la rotation relative des mèches autour d’un point de superposition du réseau chaîne-trame et dont la direction est la droite normale au plan du renfort [Figure 1.14]. Elle constitue la déformation principale intervenant dans la mise en forme de renfort sec ou de préformes textiles sur des géométries à double courbure [Peng+2014].
La rigidité en cisaillement d’un renfort textile est faible comparée à celle en tension. Cependant, l’évolution non linéaire de l’eﬀort en fonction de la déformation en cisaille-ment témoigne d’une rigidification progressive du tissu. La courbe eﬀort/déformation en cisaillement type d’un renfort textile, présentée en [Figure 1.15] permet de dégager trois phases :
Phase 1 Pour un faible niveau de déformation, on constate une rotation des mèches au niveau des croisements des réseaux chaîne et trame sous des eﬀorts relativement faibles. La faible rigidité vient du frottement des mèches entre elles.
Phase 2 Les espaces/interstices entre les mèches diminuent et favorisent le contact entre des mèches proches voisines. Cela amorce un début de contact latéral des mèches et un début de compression latérale. On qualifie souvent dans la littérature cette transition comme étant un phénomène de blocage en cisaillement qui se caractérise par la mesure de l’angle de cisaillement entre les réseaux chaîne et trame.
Phase 3 La compaction latérale des mèches gagne en intensité et s’ajoute aux frottements des fibres provoquant la rigidification du tissu. Selon la nature du renfort fibreux, cette phase s’accompagne généralement de plissements du renfort.
L’étude menée par Lomov et al. [Lomov+2008] caractérise ce phénomène à l’échelle mésoscopique [Figure 1.16] par analyse d’images d’un interlock de carbone en insistant notamment sur les champs de déplacement d’un élément de mèche. Les trois phases expliquées précédemment sont retrouvées.
Les propriétés en drapabilité des tissus sont dépendantes de la nature de leurs renforts ainsi que du choix de l’armature [Figure 1.17]. Un préimprégné unidirectionnel (UD) possède une capacité au drapage faible et une rigidité en cisaillement importante le rendant inapte pour l’élaboration de pièces composites à géométrie complexe. Au contraire, un tissu sec 2D autorise un cisaillement important du renfort avant d’atteindre l’état « bloqué » synonyme de rigidité importante.
Tension biaxiale :
Le comportement en tension d’un renfort fibreux est un mode à prendre en compte dans la compréhension des phénomènes liés à la mise en forme de renforts tissés. La rigidité en tension est responsable des changements de forme du tissu et de l’apparition des défauts tels que les plis ou le bouclage des mèches.
Flexion du renfort :
Ce mode est généralement considéré comme négligeable en raison de la faible rigidité de flexion d’un tissé. Les fibres ont un diamètre relativement faible et peuvent glisser entre elles. Néanmoins, ce mécanisme peut intervenir pour certains cas de renforts textiles tels que les tissus interlocks.
Compaction transverse :
Ce mode est caractérisé par l’apparition progressive d’une rigidité lors de la compaction du renfort perpendiculairement à son plan. Cette augmentation de rigidité s’explique par la diminution des interstices entre les fibres.
Tension des fibres (ou l’allongement longitudinal des mèches) :
La déformation est liée à l’aplanissement des mèches dans le sens de sollicitation. L’amplitude de cette déformation reste tout de mme faible en raison de la rigidité en traction importante des fibres.
Le glissement des mèches sens chaînes par rapport aux mèches sens trame :
Des essais de formage ont montré que les réseaux chaîne et trame d’un renfort ne glissent pas l’un par rapport à l’autre. L’hypothèse de non-glissement est donc acceptable et permet d’utiliser des modèles basés sur la mécanique des milieux continus pour les simulations de drapabilité de tissus [Figure 1.18].

Comparaison Bias extension Test – Picture Frame

L’essai « bias extension test » est bien adapté si l’on cherche à déterminer l’angle de cisaillement de blocage : la grandeur définissant la performance en drapabilité du tissu. La géométrie de l’éprouvette et le système de fixation évitent de solliciter le tissu en tension. Par ailleurs, dans le cadre d’essais à température sur thermoplastiques, l’essai est peu sensible à des hétérogénéités de température à proximité des mors puisque la zone analysée est localisée au centre de l’éprouvette. Cependant, le « bias extension test » nécessite donc un certain temps d’analyse en raison de la complexité du champ de déformation. L’atout majeur de l’essai « Picture frame » vient du fait que l’échantillon entier est sollicité en cisaillement contrairement au « Bias extension test » où l’éprouvette doit tre segmentée pour tenir compte des trois zones observables : cisaillement pur, demi-cisaillement, non cisaillé [Harrison+2004]. Néanmoins, l’outillage utilisé pour caractériser le comportement d’un renfort en « Picture frame » est complexe, le système de fixation peut modifier les conditions limites en sollicitant le renfort en tension.

Modélisation de la déformation d’une préforme textile

Approche cinématique

De par leurs déformabilités, les tissus secs ou préimprégnés permettent d’obtenir des pièces composites à géométrie complexe du type double courbure. La simulation du drapage d’un renfort permet de prédire l’orientation des mèches pendant l’étape de préformage. Concrètement, ces simulations sont des outils d’aide à la mise au point de stratégie de drapage et de découpe à plat de la préforme. Il existe plusieurs approches permettant de simuler la déformation textile d’un semi-produit. Une des méthodes les plus simples est une approche cinématique dite « du filet » basée sur les hypothèses fortes suivantes :
➢ Le non-glissement des entrecroisements entre les réseaux chaîne et trame ➢ Les mèches sont inextensibles
➢ L’absence de frottement à l’interface tissu/outillage
➢ La rotation libre entre les réseaux chaîne et trame.
La [Figure 1.24] présente le principe de la méthode du filet utilisée pour déterminer les coordonnées d’un noeud de croisement des réseaux chaîne et trame en connaissant celles des points A et B. Pour amorcer l’algorithme, il est nécessaire de définir un noeud de drapage ainsi que deux directions principales qui définissent les directions chaîne et trame du renfort textile. La surface de l’outil sur lequel on cherche à draper le tissu est définie à travers une surface maillée. Cette méthode permet d’estimer notamment les dimensions nécessaires de tissus pour draper une pièce complexe. L’un des inconvénients majeurs de cette méthodologie est la non-prise en compte du comportement mécanique du tissu (comportement en tension, flexion, cisaillement du renfort).

Vers la prise en compte du comportement mécanique du renfort

Une approche « classique » pour modéliser le comportement mécanique d’un renfort est de le considérer comme un matériau anisotrope continu. Pour le cas des renforts tissés, cela revient à considérer le comportement de ce tissu continu et anisotrope plan suivant les directions chaîne et trame [King+2005]. Baesu et Steigmann ont proposé des modèles continus concernant des réseaux composés de fibres parfaitement flexibles. Les propriétés globales du tissu sont directement issues de celles des fibres constituant la méso structure [Baesu2003]. D’autres travaux se sont orientés dans l’établissement d’un modèle continu avec un tissu anisotrope et un comportement global élasto-plastique [Reese2003] pour des applications de renforts tissés [Xue+2003] et des structures « tricots » [Ruan+1996]. Cependant, ces modèles ne tiennent pas compte des interactions entres les familles de mèches telles que les phénomènes de blocage liés à la résistance en déformation au niveau des interfaces inter mèches, la résistance à la rotation relative des mèches ou encore les phénomènes d’étirement et d’ondulation subis par les mèches lors de la compression du renfort.
D’autres modèles établissent le comportement mécanique à l’échelle mésoscopique d’un tissu et de ses mèches pour des modes spécifiques de déformation (comportement en tension bi axial, cisaillement plan…). Le modèle développé par Pierce [DSc+1937] établit les propriétés d’un tissu en considérant les mèches de renfort circulaires. Ce modèle, permettant de lier le comportement macroscopique du tissu avec celui des mèches, a été une source d’inspiration pour d’autres travaux en proposant des versions modifiées. Warren [Warren1992] utilise une géométrie non-circulaire des mèches pour simuler le comportement en tension uniaxial et biaxial d’un renfort tissé à partir de la théorie des poutres couplée aux eﬀets de courbure et d’allongement des fibres. Comme d’autres modèles similaires, l’un des inconvénients majeurs vient de leurs spécificités à considérer un seul mode de chargement. Le modèle de Warren ne prend pas en compte l’orientation des réseaux de renfort chaîne et trame négligeant ainsi les déformations en cisaillement du tissu. Le couplage de plusieurs modes de comportement constitue une problématique à approfondir en raison de la complexité et de la diversité des renforts possibles. Au lieu de s’intéresser à une structure au comportement anisotrope continu et obtenir une réponse mécanique à partir des propriétés « globales/moyennées » une approche propose au contraire d’utiliser un modèle numérique pour prendre en compte directement la structure du tissu à l’échelle mésoscopique. Ainsi, Boisse [Boisse+2001 ; Boisse+2000] s’est intéressé aux non-linéarités géométriques de la structure à l’échelle mésoscopique avec les diﬀérentes interactions se produisant entres les mèches pour établir leurs modèles.
Finalement, beaucoup d’aspects doivent être considérés dans l’élaboration d’un modèle analytique ou numérique permettant d’appréhender le comportement mécanique d’une préforme textile. La mise en forme de ces semi-produits implique, plus particulièrement pour des pièces à géométrie complexe, des transformations en déformation de grandes amplitudes. De plus, le système étudié peut être diﬃcilement considéré comme un ma-tériau continu étant donné qu’il est constitué d’un ou plusieurs réseaux de fibres aux orientations diﬀérentes et de matrice dans le cas de préimprégnés textiles. Finalement, pour répondre à la problématique, il est nécessaire de s’interroger sur le type de modé-lisation à employer, les lois de comportement à utiliser selon les finalités recherchées. Dans le cadre de cette thèse, seule l’approche cinématique pour simuler l’emboutissage de la préforme textile sera considérée.

Caractérisation des structures composites par mesure sans contact

Afin de caractériser expérimentalement le renfort et la pièce composite consolidée, il existe des techniques de mesure sans contact permettant d’eﬀectuer des mesures de champs ou d’analyser la microstructure du matériau. Cette section décrit les méthodes de mesure sans contact (CND) utilisées dans le cadre de la thèse.

Mesure de champs par corrélation/stéréo-corrélation d’images

Principe de la corrélation d’image

La méthode de corrélation d’images (« Digital Image Correlation » – DIC) est une méthode d’analyse sans contact permettant de mesurer les champs de déplacement et de déformation de la surface d’un objet à partir de l’analyse d’images acquises à diﬀérents instants [Sutton+2009]. L’origine de cette méthode remonte aux travaux de Peters et al. [W H Peters1982] avec la mesure d’un champ obtenu par sollicitation ultrasonore d’un objet avec et sans chargement mécanique. L’idée est de comparer des éléments d’images (appelé « subset ») obtenues avant et après déformation pour ensuite suivre le déplacement de chacun de ces éléments. Sutton [Sutton+1983] partit de ce principe pour développer un algorithme utilisant cette méthode pour mesurer le champ de déplacement d’un objet à partir d’images. De nombreux développements ont été apportés avec notament les travaux de Doumalin [Doumalin2000] et de Garcia [Garcia2001].
En principe, la technique de corrélation d’images numériques, illustrée en [Figure 1.25], revient à comparer deux images de la surface plane d’un objet prises à deux états de déformation distincts : l’état de « référence » et l’état « déformé » [Brémand+2011]. On parle d’appariement temporel. Les images sont discrétisées en sous-domaines (fenêtres de corrélation) afin de constituer une grille de points de mesure (points homologues). Chaque sous-domaine est défini par sa position dans le plan de l’image : X (X, Y ) pour l’image à l’état de référence et x(x, y) pour l’image à l’état déformé. L’objectif est de déterminer la position du sous-domaine de l’état référence dans l’état déformé en évaluant les niveaux de gris de chaque sous-domaine. On obtient ainsi le déplacement du centre de chaque sous-domaine noté U (u, v). Le mouvement de chaque domaine peut donc s’établir par la transformation matérielle φ dont l’expression est décrite dans la relation (1.3.1). La [Figure 1.26] récapitule la méthode. x = φ (X ) = X + U (X ) (1.3.1).
Pour déterminer le déplacement U (u, v) de chaque sous-domaine, les niveaux de gris sont comparés entre l’état de référence et l’état déformé. On applique le principe de conservation du flot optique stipulant que la déformation de la surface d’un objet est identique à celle de l’image prise de cet objet. Ainsi, l’intensité des niveaux de gris est conservée entre les deux états. Une minimisation de l’écart d’intensité des deux états permet donc de déterminer le déplacement du domaine. Plusieurs éléments sont à prendre en compte dans cette étape [Decultot2009 ; Sutton+1983] :
➢ L’expression de la transformation matérielle (φ) : l’approximation s’eﬀectue par développement limité.
➢ La définition du coeﬃcient de corrélation pour minimiser l’écart des intensités des niveaux de gris.
➢ Le choix de la méthode d’optimisation pour améliorer l’appariement temporel.
À travers ces étapes, on obtient pour chaque sous-domaine une valeur du déplacement entre les deux états. Le champ de déformation se déduit du champ de déplacement par dérivation discrète. Pour mener à bien cette phase, les sous-domaines doivent contenir suﬃsamment d’informations pour pouvoir tre identifiés dans l’état « déformé ». Une texture à la surface du matériau suﬃsamment aléatoire permet d’obtenir pour chaque sous-domaine un motif identifiable. Suivant la nature du matériau, la texture naturelle des surfaces peut suﬃre. Sinon, il est nécessaire d’appliquer une texture artificielle appelée mouchetis. Dong et al. [Dong+2017] ont recensé les diﬀérents mouchetis, leurs procédés d’élaboration suivant la nature du matériau, le niveau d’échelle possible (nano/micro ou macro) ainsi que les diﬀérentes méthodes d’évaluations qualitatives existantes dans la littérature. Dans le cas des préformes textiles, peu d’informations permettant de sélectionner un mouchetis adapté sont disponibles. Cependant, compte tenu du niveau de résolution souhaité (échelle mésoscopique), le recours à un revtement appliqué sur le renfort semble pertinent. Bien évidemment, le choix de ce revtement dépend de la nature des fibres et de la voie d’intégration de la matrice. De Luycker [De Luycker2009] propose des solutions de mouchetis aléatoires et suﬃsamment contrastés pour appliquer la technique de corrélation d’images sur des renforts textiles. Ainsi, pour un renfort carbone, l’application d’un matifiant pour réduire la brillance des fibres de carbone associée à une projection de particules de peinture blanche est suﬃsante pour obtenir un mouchetis de « bonne » qualité [Figure 1.27].
Figure 1.27 – Application d’un mouchetis dentifrice sur renfort textile à fibres de carbone traité en surface avec du matifiant – [De Luycker2009]
Pour eﬀectuer le traitement des images, il existe des logiciels de corrélation d’images capables de calculer les champs de déplacement et de déformation. Parmi les plus utilisés, on trouve ICASOFT® [Morestin+2008] développé au laboratoire LaMCos, VIC-2D® [VIC2D] de la société Correlated Solutions ou encore Aramis® [GOM2017].
La technique de corrélation d’images est couramment appliquée dans le domaine de l’extensométrie bidirectionnelle [Orteu2002]. Elle permet d’obtenir uniquement les déformations planes (information bidimensionnelle) de la surface d’un objet. Afin d’appliquer cette méthode, il est nécessaire que le plan image du banc de mesure (caméra) soit parfaitement parallèle à celui de la déformation pendant toute la mesure.
Pour obtenir une information tridimensionnelle, la technique de stéréovision, c’est-à-dire l’utilisation de deux caméras (capteur de stéréovision), est tout indiquée. Elle permet, à partir d’une paire d’images obtenues avec deux caméras liées rigidement, de récupérer la forme spatiale d’un objet. Le principe de la stéréo-corrélation d’images consiste à apparier (mise en stéréocorrespondance) une paire d’images stéréoscopiques prises à un mme instant et provenant de deux caméras. Tout comme la corrélation d’images, un sous-domaine de la première image est associé avec celui de la deuxième image par ressemblance des niveaux de gris. On définit ainsi les points (p1) et (p2) correspondant aux centres respectifs des sous-éléments appartenant à la première et seconde image. Pour établir la surface 3D de l’objet, une phase de calibration du banc de stéréovision est indispensable afin de définir les propriétés intrinsèques (paramètres optiques et géométriques) ainsi que la position et orientation relative des caméras définies par la matrice de transformation rigide. Cette opération s’eﬀectue à partir d’images prises par les deux caméras d’une mire à plusieurs orientations [Figure 1.28].

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Table des matières

Introduction générale
1 État de l’art
1.1 Généralités sur les matériaux composites de la famille des thermoplastiques
1.1.1 Le choix du renfort et de la matrice
1.1.1.1 Le renfort : fibres de carbone
1.1.1.2 Les matrices thermoplastiques
1.1.1.3 Le cas du polysulfure de phénylène
1.1.2 Les semi-produits composites à matrice thermoplastique
1.1.2.1 Les architectures fibreuses tissées
1.1.2.2 Typologie des semi-produits thermoplastiques renforcés carbone
1.2 Effet de la mise en forme du semi-produit sur les propriétés de la pièce composite
1.2.1 Les problématiques liées à la mise en forme des préformes textiles
1.2.2 Les modes de déformation des préformes textiles
1.2.3 Les méthodes de caractérisation de la déformation en cisaillement des renforts textiles
1.2.3.1 Le « Bias Extension Test »
1.2.3.2 « Le Picture Frame »
1.2.3.3 Comparaison Bias extension Test – Picture Frame
1.2.4 Modélisation de la déformation d’une préforme textile
1.2.4.1 Approche cinématique
1.2.4.2 Vers la prise en compte du comportement mécanique du renfort
1.3 Caractérisation des structures composites par mesure sans contact
1.3.1 Mesure de champs par corrélation/stéréo-corrélation d’images
1.3.1.1 Principe de la corrélation d’image
1.3.1.2 Application aux renforts textiles
1.3.2 Contrôle non destructif de la santé matière du composite
1.3.2.1 Contrôle qualité d’une plaque composite par ultrason
1.3.2.2 Vers une analyse plus approfondie de la structure interne du matériau par tomographie à rayons X
1.4 Les procédés « classiques » de mise en oeuvre par moulage de pièces composites
1.4.1 Généralités
1.4.2 Procédé retenu : la consolidation en autoclave
1.4.2.1 Présentation du dispositif
1.4.2.2 Le principe de la mise en oeuvre par autoclave
1.4.2.3 Le choix des produits d’environnement
1.4.2.4 Définition du moule pour la consolidation de pièces à géométries complexes
1.5 La mise en oeuvre des composites à matrice thermoplastique
1.5.1 Effet du procédé de consolidation par autoclave sur le matériau
1.5.2 Relation microstructure/propriétés mécaniques d’une pièce composite
1.6 Bilan intermédiaire
2 Mise en forme de préformes textiles sur des géométries à double courbures
2.1 Caractérisation en cisaillement plan par l’essai « Bias Extension Test »
2.1.1 Mise en place de l’essai « Bias Extension Test »
2.1.2 Comportement en déformation non-linéaire de la préforme textile
2.2 Étude de la drapabilité du semi-produit sur une géométrie complexe
2.2.1 Pilote d’emboutissage de préformes textiles et instrumentation
2.2.1.1 Présentation du pilote
2.2.1.2 Présentation du banc multi-caméras
2.2.1.3 Présentation du serre-flan
2.2.1.4 Présentation des poinçons d’emboutissage
2.2.1.5 Mise en place du renfort sur le dispositif de drapage
2.2.2 Mesure des champs de déformation du renfort textile
2.2.2.1 Validation du mouchetis artificielle pour mesurer les champs de déformation par stéréocorrélation d’images
2.2.2.2 Application de la technique de stéréocorrélation afin d’obtenir le champs de déformation
2.2.2.3 Calcul de l’angle de cisaillement
2.2.2.4 Validation du calcul de l’angle de cisaillement à travers l’essai « bias extension test »
2.2.3 Influence de la géométrie dans la déformation des préformes textiles
2.2.3.1 L’hémisphère
2.2.3.2 Tétraèdre
2.2.3.3 Poinçon parallélépipédique avec congés d’arête
2.2.4 Évaluation de la mesure du champ de déformation
2.3 Simulation du drapage à partir de la méthode du filet
2.3.1 Méthode
2.3.2 Hémisphère
2.3.3 Parallélépipède à congés d’arête
2.3.4 Tétraèdre
2.4 Bilan intermédiaire
3 Relations microstructure / propriétés mécaniques des plaques composites C/PPS
3.1 Les matériaux de l’étude
3.2 Mise en oeuvre de plaques composites par consolidation autoclave
3.2.1 Description de la méthode de mise en oeuvre des plaques composites
3.2.2 Définition des cycles de consolidation
3.2.3 Les problématiques liées à la bâche à vide
3.2.3.1 Étanchéité de la bâche à vide
3.2.3.2 Incapacité du tissu drainant à remplir son rôle d’évacuation de l’air dans la poche à vide
3.2.4 Bilan des essais de consolidation
3.3 Les méthodes de caractérisation appliquées à l’analyse des plaques composites
3.3.1 Caractérisation mécanique des plaques composites
3.3.1.1 Traction sens chaîne et trame
3.3.1.2 Compression
3.3.1.3 Flexion 3 points
3.3.1.4 Cisaillement interlaminaire – CIL
3.3.2 Analyse microstructurale des stratifiés composites
3.3.2.1 Dissolution chimique
3.3.2.2 Analyse morphologie des porosités par CT-scan
3.4 Microstructure et propriétés mécaniques
3.4.1 Analyse de la microstructure
3.4.1.1 Plaque poudrée PORCHER
3.4.1.2 Plaque comélé SCHAPPE
3.4.1.3 Écart dans l’estimation du taux de porosité par dissolution chimique et par CT-scan
3.4.1.4 Comparaison des deux typologies de plaques
3.4.2 Résultats des essais mécaniques
3.5 Influence du cycle de consolidation sur les porosités et les propriétés mécaniques
3.5.1 Influence du cycle de consolidation sur la santé matière du composite
3.5.1.1 Effet de la pression externe
3.5.1.2 Effet du niveau de vide
3.5.1.3 Effet du temps de consolidation
3.5.1.4 Stratégie dans la définition du cycle autoclave
3.5.2 Sensibilité des propriétés mécaniques au taux volumique de porosité dans le stratifié
3.5.3 Prise en compte de la morphologie des porosités dans l’évolution des performances mécaniques
3.6 Bilan intermédiaire
4 Faisabilité de mise en oeuvre de pièces composites à géométries complexes
4.1 Impact du cisaillement sur les propriétés mécaniques du matériau composite
4.1.1 Consolidation des plaques C/PPS avec déformation initiale en cisaillement plan
4.1.2 Effet du niveau de cisaillement plan sur les propriétés du matériau composite
4.1.2.1 Analyse microstructurale des plaques composites
4.1.2.2 Propriétés mécaniques des plaques composites
4.1.3 Confrontation avec une approche « théorie classique des stratifiés »
4.1.3.1 Détermination des propriétés élastiques du renfort textile
4.1.3.2 Détermination des propriétés élastiques du pli UD par méthode inverse
4.1.3.3 Modélisation du comportement mécaniques des plaques cisaillées
4.1.3.4 Prédiction de la rupture à partir du critère de Tsai-Hill
4.2 Application aux géométries complexes : consolidation de pièces à doublecourbures
4.2.1 Présentation des géométries
4.2.2 Mise en oeuvre des pièces composites par consolidation autoclave
4.2.3 Évaluation de la santé matière des pièces complexes consolidées
4.2.3.1 Pièce de faisabilité : parallélépipède à congés d’arête
4.2.3.2 Pièce d’étude de la déformation textile : le tétraèdre
4.3 Bilan intermédiaire
Conclusion générale et perspectives
Annexes
A ANNEXE CHAPITRE 2
B ANNEXE CHAPITRE 3
B.1 Mise en oeuvre par consolidation: précisions concernant les produits d’environnement utilisés
B.2 Détermination du taux volumique de porosité par dissolution chimique 200
C ANNEXE CHAPITRE 4
C.1 Plan de découpe des éprouvettes
C.2 Plan des outillages
Liste des tableaux
Glossaire
Bibliographie par auteur