Matrice polymère pour composites à renforts fibres végétales

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Poly(éthylène)

Une des premières polyoléfines étudiées est le Polyéthylène (PE). La température de fu-sion étant aux alentours de 110°C pour le PE basse densité (LDPE) et de 140°C pour le PE haute densité (HDPE), la température de mise en œuvre est compatible avec la stabilité ther-mique des fibres naturelles. Le PE est hydrophobe : il est donc nécessaire d’améliorer l’interface avec les fibres naturelles, par exemple avec des Silanes [74]. Ces études ont montré que la nature du silane, ainsi que la nature de la fibre naturelle – ici, alfa, pin et cellulose – sont deux paramètres importants. Herrera-Franco et Valadez-González [75] ont traité des fibres de sisal avec une solution à 1% en tris(2-methoxyethoxy)(vinyle)silane, après une mercerisation. Cet agent de couplage a permis une augmentation de l’adhésion entre le renfort naturel et le HDPE : la contrainte maximale en déchaussement a été multipliée par 2 ; la contrainte en traction est également améliorée de 30%, contre 19% pour l’utilisation du silane sans prétraitement à la soude. Ces résultats montrent l’intérêt de la mercerisation.
Une autre solution pour optimiser l’interface fibres/matrice est l’utilisation de polymère greffé tel que des oligomères PE sur lesquels ont été greffés des groupements d’anhydride maléique (MAPE) [76–79]. Han et al [80] ont étudié des composites HDPE renforcé par des fibres courtes de bambou, traitées avec différents taux de MAPE. L’utilisation du MAPE comme agent de couplage permet une amélioration des propriétés mécaniques jusqu’à 4%. Au-delà de ce taux, les propriétés mécaniques sont dégradées, excepté pour la tenue à l’impact. En addition à l’amélioration des propriétés mécaniques, le traitement des fibres na-turelles avec le MAPE tend à influencer la cristallinité. Li et al. [81] ont mesuré une augmen-tation de la cristallinité d’environ 5% des composites, par rapport au HDPE pur, et ce, pour un taux de MAPE de 2% en masse. Kim et al. [82] ont observé une augmentation linéaire de la cristallinité en fonction du traitement en MAPE – en montrant une différence entre le LDPE et le HDPE.
Lors d’une étude précédente, une poudre de bambou a été traitée avec de l’orthosilicate de tétraéthyle (TEOS) avant d’être introduite dans une matrice HDPE réticulée – appelée par convention XLPE [83]. L’introduction de la poudre a faiblement influencé la structure phy-sique du polymère : la température de fusion a été décalée de 136°C à 140°C et le taux de cristallinité a diminué de 66% à 62%. Le comportement mécanique a ensuite été analysé par cisaillement dynamique. L’introduction de la poudre de bambou non traitée a augmenté le module conservatif. Le traitement avec 5% de TEOS a augmenté à nouveau le module de 25%. En revanche, l’utilisation de 10% en TEOS dégrade le module de 18%. Ce résultat met en évidence la notion de taux critique lors de traitement [44].

Poly(propylène)

Kim et al. [84] ont étudié les propriétés en flexion de composites Poly(propylène) (PP) renforcé par un tissu de lin, mis en œuvre par moulage par injection (RTM – Resin Transfer Molding). Ils ont mis en évidence différents paramètres influençant les propriétés du compo-sites : la pression et la température lors de la mise en œuvre, et également le taux de porosité.
Afin d’améliorer le transfert de contraintes, l’utilisation de l’anhydride maléique greffé sur le PP (MAPP) a été largement étudiée. La partie polaire, l’anhydride maléique, peut ainsi interagir avec les groupements hydroxyle présents en surface des fibres, et la chaîne pendante PP peut s’enchevêtrer avec les macromolécules de la matrice [79,85]. Le système est repré-senté sur Figure 14.

Matrice polymère pour composites à renforts fibres végétales

Trujillo et al. [87] ont comparé les propriétés mécaniques de composites utilisant comme matrice le PP ou le MAPP, renforcée par des fibres longues de bambou. Les résultats obtenus sont similaires pour les deux types de composites. Cette conclusion montre l’importance d’activer la surface du renfort – par mercerisation, par exemple – afin que le MAPP puisse interagir. Cette étape d’activation est donc nécessaire pour optimiser l’efficacité de l’agent de couplage.
Samal et al. [88] ont étudié les propriétés mécaniques de composites PP renforcé par des hybrides poudres de bambou-verre. L’utilisation du MAPP comme agent de couplage a per-mis l’amélioration de l’interface, ce qui est illustré par l’augmentation des propriétés méca-niques, mais également par la diminution du nombre de fibres déchaussées à la rupture.
L’utilisation d’un tel traitement à la surface des fibres, en plus d’améliorer le transfert de contraintes, peut augmenter la cristallinité. Cela a été mis en évidence par Mi et al. [89] pour des composites PP/fibres de bambou-MAPP, due à de la transcristallinité observée par microscopie en lumière polarisée.

Polymères biosourcés

Pour introduire de la « polarité », les Polyester, en particulier l’Acide Polylactique (PLA), ont été étudiés comme matrice [90–93]. La mise en œuvre de ces composites se fait avec un protocole similaire à celui des composites à matrice polyoléfine [94].
Sukmawan et al. [95] ont étudié le comportement en traction des composites PLA ren-forcé par des fibres de bambou, après mercerisation. Les composites étudiés sont des multi-couches (0/90)s et leurs propriétés en traction sont améliorées par l’introduction des fibres de bambou, jusqu’à 60% massique. Comme l’Alcool Polyvinylique (PVA) sert d’agent de cou-plage, l’interface est fonctionnelle.
Sever et al. [96] ont traité des fibres de jute à la soude, puis avec différentes concentra-tions de γ-méthacryloxypropyltriméthoxysilane afin d’améliorer l’interface avec le polyester. Comme expliqué dans le Chapitre 1 :I.D.1, le traitement à la soude permet d’activer la surface des fibres, en libérant les groupements hydroxyle, permettant ainsi des interactions polaires entre le renfort et la matrice, et également entre le renfort et l’agent de couplage. Les proprié-tés mécaniques augmentent avec la mercerisation. Cette augmentation est accentuée par le silane, jusqu’à un taux de 0,3% ; au-delà, le comportement est dégradé : ceci met en évidence un taux critique de traitement.
Une dernière voie afin d’améliorer l’interface est l’utilisation d’Isocyanates. Lee et Wang [97] ont traité les fibres de bambou avec de la lysine-diisocyanate (LDI) afin de créer une accroche avec le PLA, mais également avec le Polybutylène Succinate (PBS). Les évolu-tions en fonction du traitement en LDI sont similaires pour les composites à matrice PLA et à matrice PBS. Ainsi, les propriétés en traction ont été augmentées avec 0,65% en groupements isocyanate. Au-delà de cette teneur, les propriétés mécaniques n’évoluent plus. Le traitement avec le LDI permet de limiter la quantité d’eau absorbée par rapport aux composites non trai-tés. Finalement, la présence de LDI tend à restreindre la mobilité du polymère au voisinage de l’interface, diminuant ainsi la proportion de la phase cristalline de 44% à 35%, pour le PLA.
Afin de développer un composite ayant un impact environnemental faible, l’utilisation d’une matrice biosourcée est une voie d’investigation importante. Un polymère est dit bio-sourcé si le motif final est constitué d’au moins 51% de ressources renouvelables, sans pour autant être biodégradable ou recyclable. Les polymères biosourcés courant sont le PLA et le Polyamide 11 [98].
Plusieurs travaux concernent les thermodurcissables, le but étant de substituer un ou plusieurs constituants synthétiques (résine et/ou durcisseur) par un constituant issus de la biomasse, tout en conservant les propriétés [99,100]. Le phénol et le formaldéhyde, permet-tant d’obtenir le réseau Phénolique (Figure 15), sont classés CMR (Cancéri-gène/Mutagène/Reprotoxique) et il est donc nécessaire de trouver un substitut.
Pour cela, les études se sont focalisées sur la substitution partielle du phénol, à partir de différents composés végétaux :
le cardanol, obtenu à partir de l’huile de coquille de noix de cajou [101–105], la lignine issu d’épicéa ou d’eucalyptus [106–109] ou encore d’une huile extraite du maïs [110,111].
La démarche a été similaire dans le cas du EP. Suite à la limitation de l’utilisation du diglyciléther de bisphénol A (DGEBA), il a été nécessaire de trouver un substituant naturel. Pour cela, l’industriel Sicomin a développé un grade de EP nommé « Greenpoxy 56 », dont la résine et le durcisseur sont partiellement biosourcés et dont le réseau final est biosourcé à 56% [112]. Une autre voie a consisté en l’utilisation de dérivés de la vanilline afin d’obtenir un réseau [100,113]. Cette démarche a notamment été suivie par Specific Polymers depuis plu-sieurs années [114].

Microscopie électronique à balayage

Les observations MEB permettent d’illustrer le niveau de compatibilité entre la matrice et le renfort naturel dans les composites.
Ces études ont été réalisées au Centre de Microcaractérisation Raimond Castaing. Le microscope électronique à balayage (MEB) utilisé est le JEOL JSM 7800F Prime, équipé d’une source à émission de champ. La tension d’accélération appliquée est de 5 kV. Le détec-teur d’électrons secondaires est utilisé pour les observations. Les composites ont été au préa-lable cryofracturés dans l’azote liquide, avant d’être métallisés avec du platine afin d’éviter l’accumulation de charges en surface.

Analyse thermogravimétrique

L’analyse thermogravimétrique (ATG) permet de suivre l’évolution de masse en fonc-tion de la température (mode dynamique) ou en fonction du temps (mode isotherme). Ces essais permettent de déterminer la stabilité thermique d’un échantillon, en fonction du temps et de la température. Certains paramètres de mise en œuvre des composites ont également été déterminés.
Les essais peuvent être réalisés sous atmosphère inerte (azote) ou sous atmosphère oxy-dante (air synthétique). Les mesures ont été effectuées sur 6 échantillons grâce à un appareil Q50 de Thermal Analysis Instruments, à partir de la température ambiante jusqu’à 1 000°C, à 20°C/min.

Analyse calorimétrique diatherme active

L’analyse calorimétrique diatherme active (ACD) permet de mesurer les transition thermique d’un matériau, utiles pour la mise en œuvre des composites.
Cette méthode mesure les différences de flux de chaleur entre le four contenant l’échantillon, et celui contenant une référence inerte. L’appareil maintient les deux fours à la même température, en mesurant la puissance de compensation électrique au cours d’une rampe en température, ou d’une isotherme. Les essais ont été réalisés sur une DSC Diamond de Perkin Elmer. Les échantillons, au nombre de 6 dont la masse est comprise entre 7 et 15 mg, sont placés dans des capsules d’aluminium scellées. La structure physique a été caractéri-sée de 0°C à 250°C, à une vitesse de 10°C/min, sous un flux d’hélium.
Sur la Figure 18, la réponse calorimétrique du PA 11 est représentée pour deux passages consécutifs. Deux évènements sont observés :
un saut de capacité calorifique à 38°C, associé à la transition vitreuse du poly-mère, sur lequel est superposé un pic endothermique, associé au vieillissement physique, un pic endothermique, dont le maximum se situe à 189°C, avec un épaulement à 178°C, associé à la fusion de cristallites de tailles et de morphologies différentes [123,124]. La mesure de l’enthalpie de fusion permet de calculer le taux de cris-tallinité initial de l’échantillon selon l’Equation 5. (%) = ∆ − ∑ Δ ∗ 100= ∆ ∗ 100 Equation 5

Film stacking

Pour les composites renforcés par les fibres continues, la méthode utilisée est la mise en œuvre par film stacking (Figure 36).
Dans un premier temps, des films de PA ont été réalisés. Des granulés de polymère sont pressés entre deux plaques, à 220°C pendant 7 min. Ensuite, le film est découpé selon les di-mensions 100 x 10 mm. En parallèle, les fibres de bambou sont manuellement alignées le plus régulièrement possible. Les fibres sont alors placées entre deux films de polymère (mBF/mPA = 3/2) et le tout est déposé dans un moule à 198°C, sans pression pendant 10 min. Enfin, une pression de 10 MPa est appliquée pendant 5 min, avant que le système ne refroi-disse naturellement.

Mise en œuvre des composites

Avec cette méthode, les composites obtenus ont une dimension de 100 x 10 x 0,75 mm, adaptées aux essais mécaniques (traction et AMD). Pour les analyses thermiques (ATG et ACD), les échantillons ont été directement découpés dans les zones les plus représentatives.
Pour les essais de flexion 3 points, l’épaisseur étant normalisée à 2 ± 0,2 mm, plusieurs plis ont été superposés et pressés pendant 3 min, afin d’atteindre l’épaisseur nécessaire.

Mise en œuvre du composite de référence : Verre/Phénolique

Tout au long de l’étude, le composite verre/Phénolique GF/PF sert de référence. Ce composite est actuellement utilisé dans l’aéronautique, pour les pièces d’aménagement ca-bine. Le grade étudié est le Hexply 230 (Hexcel) qui a été développé pour respecter la norme de Feu/Fumée/Toxicité [136]. Ce composite est renforcé par 60% massique de fibres de verre en satin 8H (302 g/m²). Quatre plis composites ont été empilés afin d’obtenir une épaisseur analogue à celle des composites renforcés par le bambou. Puis, ces plis ont été pressés à 150°C sous une pression de 0,1 MPa pendant 30 min. Une plaque de 150 x 150 x 0,6 mm est ainsi obtenue et les diffé-rentes éprouvettes pour les essais mécaniques y sont directement découpées.

Influence de la cinétique au refroidissement

L’évolution de la structure physique a été étudiée en fonction de la vitesse de refroidis-sement. Pour effacer l’histoire thermique de l’échantillon, un premier passage allant de 0°C à 250°C à 10°C/min a été effectué. Puis, l’échantillon a été refroidi à des vitesses allant de 5°C/min à 40°C/min, par pas de 5°C/min. Toutes les montées en température ont été effec-tuées à 10°C/min : elles sont reportées sur la Figure 39. Les thermogrammes enregistrés au refroidissement sont représentés sur la Figure 84 en annexes Pour chaque montée en température, les paramètres thermiques ont été mesurés et re-portés dans le Tableau 11. Etant très peu visible pour certains échantillons, la seconde cristal-lisation froide a été intégrée dans la mesure de la première cristallisation froide. Dans le Ta-bleau 9 en annexe, les paramètres liés aux cristallisations froides sont notés avec l’indice « CC », ΔHmf correspond à l’enthalpie de fusion finale et ΔHmi à l’enthalpie de fusion initiale du polymère. En l’absence de cristallisation froide, ΔHmf est équivalent ΔHmi.

Evolution des relaxations mécaniques

Les échantillons ayant servi à réaliser l’étude de reprise en humidité ont ensuite été ana-lysés en AMD. Les modules conservatifs G’ et dissipatifs G’’ sont respectivement représentés sur la Figure 49 et la Figure 50. Il est important de noter que les seconds balayages en tempé-ratures, non représentés, sont superposables aux courbes obtenues pour les échantillons secs.
L’eau modifie le comportement mécanique du PA mXD 10. En effet, les modules vi-treux G’v diminuent pour les échantillons avec 1,3% et 1,6% en eau. Pour les échantillons ayant une teneur de 2,1%, le module augmente, étant supérieur à celui des échantillons avec 0,3% d’eau. Les modules caoutchoutiques G’r ont le même comportement. Les valeurs sont reportées dans le Tableau 16.
Le comportement du module conservatif est conditionné par la présence des molécules d’eau dans le polymère. Au-dessous de 2%, il y a rupture des liaisons hydrogène présentes dans la phase amorphe et plastification du polymère. Pour d’autres systèmes, la plastification se produit par la création d’interactions de type dipôle-dipôle entre le polymère et l’agent plastifiant [146].
Au-dessus de 2%, au contraire, il y a une augmentation de la densité d’interactions po-laires.

Corrélation des cinétiques calorimétriques, diélectriques et mécaniques

Sur le Figure 53, les temps de relaxation des modes observés en AMD ont été superpo-sés aux relaxations observées en SDD. Pour cela, des analyses ont été effectuées à différentes pulsations : 1 rad/s (0,062 Hz), 10 rad/s (0,62 Hz) et 100 rad/s (6,2 Hz). Les temps de relaxa-tion déterminés en SDD et AMD sont cohérents. Ceci est associé aux modes de sollicitation et donc aux marqueurs impliqués : en SDD, ce sont les groupements polaires qui sont sollicités alors qu’en AMD, le cisaillement est indépendant de ceux-ci [147,148].
La Figure 53 reporte les temps de relaxations des modes observés en AMD. Des ana-lyses ont été effectué à différentes pulsations : 1 rad/s (0,062 Hz), 10 rad/s (0,62 Hz) et 100 rad/s (6,2 Hz). Nous observons une continuité de lois de comportement des temps de relaxa-tion déterminés en SDD et AMD. Seule la relaxation γ est décalée vers les hautes tempéra-tures. Pour ces deux techniques les modes de sollicitations et les marqueurs impliqués sont différents : en SDD, ce sont les groupements polaires qui sont sollicités alors qu’en AMD, le cisaillement est indépendant de ceux-ci [147,148].

Comportement mécanique

Module statique : traction

L’objectif de ces essais est de comparer le module d’Young des composites. Les courbes contrainte-déformation pour les composites BP0, BP5 et BP10 sont représentées sur la Figure 57. Les courbes contrainte-déformation des composites sont quasiment superposables : ceci indique un comportement mécanique indépendant du TEOS. Pour certains composites, un changement de pente est observé à faible déformation, comme BP0 sur la Figure 57. Ce com-portement a été associé à la réorganisation de la poudre au sein du composite pendant les es-sais. Pour ces échantillons, le module d’élasticité a été déterminé sur la partie linéaire consé-cutive à cette évolution.

Comportement mécanique

Le module d’élasticité est de l’ordre de 2 GPa pour le composite BP0. La présence de la BP double la rigidité du PA 11 : le bambou joue son rôle de renfort mécanique. Júnior et al. [153] ont amélioré par un facteur 2 le module d’élasticité d’un polyester en introduisant 40 % volumique de fibres de coco. Sukmawan et al. [95] ont multiplié par 3 le module du PLA en utilisant 40 % massique de fibres de bambou, et par 5 en renforçant le PLA avec 68 % mas-sique.

Influence de l’agent de couplage

Tout au long de cette partie, nous avons analysé le comportement du PA 11 renforcé par la poudre de bambou, mais nous avons également évalué l’influence d’un silane en tant qu’agent de couplage. Deux concentrations en TEOS ont été étudiées : mTEOS/mBF = 5% et 10%. L’ajout d’un silane n’a pas modifié la structure physique du PA 11. En effet, ni la phase amorphe ni la phase cristalline n’ont été impactées par le traitement. Ce point intéressant montre que sa présence ne modifie pas la structure physique du polymère.
Les propriétés mécaniques statiques ne subissent pas non plus de modifications. En ef-fet, les essais de traction ont mis en évidence que le module d’Young était de l’ordre de 2 GPa, indépendamment de la présence du TEOS et de sa concentration.
Le comportement mécanique dynamique permet de mettre en évidence une influence du silane. La présence du TEOS a légèrement augmenté le module conservatif G’ des compo-sites. Lors de la seconde montée en température, l’utilisation de 5% de TEOS augmente d’environ 5% le module sur toute la gamme de température. Doubler la concentration permet d’augmenter le module de 6%, à l’état vitreux. Les relaxations ne sont pas influencées par la présence du TEOS, excepté la relaxation β lors du second balayage. En effet, son amplitude augmente en présence de TEOS, mais également lorsque la concentration augmente. Cette augmentation est attribuée à la persistance d’interactions amide. Ayant séché les échantillons lors de la première montée en température, nous avons associé cette contribution aux interac-tions entre les fonctions amide libre et le renfort bambou traité avec le TEOS.
A travers les différents essais, l’utilisation du TEOS n’améliore pas de manière signifi-cative les propriétés du composite. Ce traitement s’avère donc inutile pour des matrices po-laires comme les PA.

Discussion et conclusion

Comparaison avec le composite de référence : Verre/Phénolique

Dans cette partie, les propriétés mécaniques des composites PA 11/BP sont comparées au composite de référence : fibres de verre/Phénolique (GF/PF).
Le comportement dynamique est étudié par AMD. Les modules conservatifs et dissipa-tifs sont respectivement représentés en fonction de la température sur la Figure 62 et la Figure 63. Les valeurs des modules vitreux et caoutchoutiques sont reportées dans le Tableau 19. Le module vitreux de GF/PF est du même ordre de grandeur que celui des composites biosour-cés. Au-delà de 20°C, le module caoutchoutique est bien supérieur pour le GF/PF. Cette diffé-rence s’explique par la continuité des fibres de verre permettant une tenue mécanique supé-rieure, et également par le caractère tridimensionnel de la matrice.

Influence de la structure chimique du Polyamide

Plusieurs effets mettent en évidence que l’eau a une influence plus marquée sur le PA mXD 10 que sur le PA 11. Un volume libre plus important facilitant la diffusion de l’eau explique cette différence. Il est important de noter que la présence des fibres de bambou limite la plastification du polymère et donc l’évolution des propriétés mécaniques.
Les composites à matrice PA mXD 10 présentent de meilleures propriétés que ceux à matrice PA 11. La présence des noyaux aromatiques dans la chaîne entraîne une rigidification qui se traduit par une augmentation significative du module vitreux. Cette différence se re-trouve dans les composites. Ainsi, le module vitreux du composite BF/PA mXD 10 est 1,6 fois supérieur à celui du composite BF/PA 11.

Influence de la morphologie du renfort

Pour déterminer l’influence du facteur de forme du bambou, des composites à matrice PA 11 chargée à 60%m de BP ont été mis en œuvre. L’objectif de cette section est de compa-rer les propriétés des composites BP/PA 11 et BF/PA 11.

Comportement en cisaillement

Les modules conservatifs G’ et dissipatifs G’’ du PA 11, des composites BP/PA 11 et BF/PA 11 sont reportés respectivement sur la Figure 77 et Figure 78. Les valeurs des modules et les températures des modes de relaxation sont reportés dans le Tableau 25.

Table des matières

Chapitre 1 : Etude bibliographique
I. Fibres végétales
A. Généralités
B. Composants des fibres
1. Cellulose
2. Hémicelluloses
3. Lignine
4. Pectines
5. Architecture des fibres végétales
C. Extraction
1. Extraction mécanique
2. Extraction par microexplosions
D. Traitements
1. Mercerisation
2. Agents de couplage
a. Silanes
b. Isocyanates
c. Polymères greffés
II. Matrice polymère pour composites à renforts fibres végétales
A. Poly(époxy)
B. Polyoléfines
1. Poly(éthylène)
2. Poly(propylène)
C. Polymères biosourcés
Chapitre 2 : Méthodes et matériaux
I. Méthodes
A. Sorption de l’eau
1. Solutions salines
2. Hygrométrie et diffusion
B. Microscopie électronique à balayage
C. Analyse thermogravimétrique
D. Analyse calorimétrique diatherme active
E. Analyses mécaniques
1. Statiques : traction et flexion trois points
2. Dynamique : analyse mécanique dynamique
F. Spectroscopie Diélectrique Dynamique
1. Mesure de la permittivité diélectrique
2. Temps de relaxation
II. Matériaux
A. Renforts : Bambou
1. Extraction
2. Traitements
3. Stabilité thermique
B. Polyamide biosourcé
1. Polyamide
2. Polyamide méta-xylylène diamine
a. Synthèse
b. Structure
III. Mise en œuvre des composites
A. Voie poudre
B. Film stacking
C. Mise en œuvre du composite de référence : Verre/Phénolique
Chapitre 3 : Propriétés physiques du Polyamide mXD 10
I. Comportement thermique
A. Stabilité thermique
B. Structure physique
1. Transitions
2. Influence de la cinétique au refroidissement
II. Comportement mécanique
A. Module statique : traction
B. Modules dynamiques : cisaillement
III. Comportement diélectrique
A. Surfaces diélectriques
B. Dynamique relaxationnelle
IV. Influence de l’hydratation
A. Reprise en eau
B. Evolution des relaxations mécaniques
V. Discussion et conclusion
A. Corrélation des cinétiques calorimétriques, diélectriques et mécaniques
B. Conclusion
Chapitre 4 : Propriétés des composites avec renfort poudre de bambou : BP/PA 11 
I. Observation de l’interface
II. Transitions thermiques
III. Comportement mécanique
A. Module statique : traction
B. Modules dynamiques : cisaillement
IV. Discussion et conclusion
A. Influence de l’agent de couplage
B. Comparaison avec le composite de référence : Verre/Phénolique
C. Conclusion
Chapitre 5 : Propriétés des composites avec renforts continus de bambou : BF/PA 11 et BF/PA mXD 10
I. Observations des composites
II. Structure physique
III. Comportement mécanique
A. Modules statiques
1. Traction
2. Flexion trois points
B. Modules dynamiques : cisaillement
IV. Influence de l’hydratation
A. Reprise en eau
B. Evolution des relaxations mécaniques
V. Discussion et conclusion
A. Influence de la structure chimique du Polyamide
B. Influence de la morphologie du renfort
1. Comportement en cisaillement
2. Comportement en traction
C. Comparaison avec le composite référence : Verre/Phénolique
1. Observations des interfaces
2. Comportement élastique
3. Comportement anélastique
D. Conclusion
Conclusion
Références

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