Micro-mécanismes de déformation – localisation des propriétés microstructurales

Télécharger le fichier pdf d’un mémoire de fin d’études

Deux voies d’élaboration des fibres synthétiques : la production « multi » et « mono » filament

L’opération de filage, c’est-à-dire de transformation d’une masse visqueuse de polymère en un filament continu, est un procédé d’élaboration complexe et qui conditionne en grande partie les propriétés physiques et mécaniques du matériau.
On distingue deux types de procédés : le filage à l’état fondu (« melt spinning ») et le filage à partir d’une solution concentrée. Le premier procédé, de loin le plus répandu dans l’industrie, est celui mis en œuvre pour la fabrication des fibres PA 66, et plus généralement des polymères thermoplastiques. Ce procédé est plus économique, moins polluant et simple à mettre en œuvre pour des matériaux dont le point de fusion est bien défini.
Il existe deux voies dans les procédés de filage à l’état fondu : l’élaboration du multifilament et du monofilament. Dans le premier cas le produit final est un fil, ou toron, constitué d’un certain nombre de fibres ou brins ; dans le second, il s’agit d’une seule fibre (la filière n’est alors constituée que d’un seul trou).
La figure 1.4. schématise le procédé « multifilament ». Du polymère fondu à la fibre, le matériau va subir des cycles thermo-mécaniques complexes :
c La fusion du polymère dans l’extrudeuse (310°C).
La température choisie pour réaliser cette fusion est environ de 50°C supérieure à la température de fusion du polymère. Une légère surpression de gaz inerte est maintenue pour éviter les phénomènes d’oxydation et d’hydrolyse du matériau.
A noter qu’une avancée de la réaction de polymérisation peut avoir lieu à ce stade.
d Le filage du polymère par la filière (290°C).
Cette étape constitue la mise en forme effective du matériau. Le « bloc de filage » se compose d’une filière, d’un milieu filtrant (poudres métalliques ou sables) et d’une pompe volumétrique à engrenage qui assure le débit contrôlé de l’extrusion.
La filière est constituée d’une plaque percée d’un certain nombre d’ouvertures dont le nombre et la forme sont variables. Les trous de filière, dans le cas le plus usuel, sont constitués d’un orifice circulaire, précédé d’un avant -trou en tronc de cône de diamètre plus élevé. Les dimensions sont optimisées de manière à obtenir un écoulement laminaire. Les mécanismes de cisaillement du polymère ne sont pas négligeables sur les parois des trous de filière et semblent être à l’origine d’une cristallisation induite [MAG93].
Enfin, en dépit du système de filtration, des particules non ou mal fondues, appelées « gels », d’environ un micromètre, peuvent parfois se glisser dans le procédé et constituent des défauts rédhibitoires pour la qualité du filament.
e Le refroidissement des fibres sous filière (25°C). Cette opération de trempe s’effectue à l’aide d’une puissante soufflerie qui dirige le courant d’air perpendiculairement à la direction de filage.
 L’ensimage (70°C).
Cette opération consiste à déposer une fine couche de substance chimique « huileuse » sur les fibres. C’est une étape indispensable pour une production continue à l’échelle industrielle. L’ensimage garantit une lubrification des fibres de manière à faciliter leur passage dans les différents outils du procédé de bobinage, ainsi qu’à éliminer les éventuelles surcharges électrostatiques.
 Le bobinage des fils (de 70 à 200°C).
Cette phase du procédé est déterminante en ce qui concerne les propriétés mécaniques du filament. Le fil ensimé est appelé en contrebas de la chaîne de filage par un mécanisme d’enroulement. Une paire de bobinoirs (un délivreur, un étireur) permet, à chaud, grâce à des vitesses de rotation différentes d’étirer la fibre de plusieurs fois sa taille initiale. Le rapport des vitesses définit le taux d’étirage ou « draw ratio ».
Des paires de bobinoirs spécifiques permettent d’affiner les cycles thermo-mécaniques.
Les vitesses typiques de filage se situent entre 750 et 4000 m/min. Pour certaines applications, ces vitesses peuvent aller jusqu’à 7000 m/min.
Le procédé d’élaboration de « monofilament » est sensiblement identique. On retrouve les mêmes étapes caractéristiques, si ce n’est que l’on file dans ce cas une seule fibre, en condition humide. Après extrusion, le filament est trempé dans un bain de coagulation.
Ce type de filage garantit, entre autres, une bonne régularité du diamètre.

Description structurale de la fibre de PA66 : du micro au macro, état de l’art

Propriétés de la phase amorphe : conformations de la macromolécule

La liaison Hydrogène et sensibilité à l’eau
La molécule de poly(hexaméthylène adipamide) est une molécule linéaire, sans encombrement stérique particulier, ce qui lui confère une bonne flexibilité. Les polyamides possèdent la particularité de créer un sous-réseau d’interactions inter-chaînes relativement fortes : entre les groupements carbonyle et NH s’établissent des ponts hydrogène. La présence de ces groupements, fortement polaires, est par ailleurs responsable de la forte sensibilité des polyamides à l’humidité : la molécule d’eau ayant tendance à diffuser dans la phase amorphe et à y créer des interactions hydrogène. Puffr et Sebenda donnent une représentation générale de la configuration spatiale de l’eau dans les polyamides [PUF67]. D’un point de vue morphologique, l’eau absorbée se différencie suivant la nature de la liaison qu’elle forme avec les groupements amides accessibles. Trois états sont distingués en fonction de la quantité d’eau absorbée par le polymère :
 les premières molécules d’eau absorbées forment deux liaisons hydrogène avec deux groupements carbonyles adjacents (C = 0) par l’intermédiaire du doublet libre de l’atome d’oxygène : le pontage préexistant entre le groupement C = 0 et le groupement voisin N – H n’est pas rompu.
 une fois la saturation de ces sites atteinte, la quantité d’eau absorbée va provoquer un gonflement du polymère, entraînant un éloignement des groupements CONH liés par ponts hydrogène. L’hydratation de nouveaux centres est rendue possible : la molécule d’eau va alors se fixer entre le CO et le NH de deux groupement voisins, en réalisant une liaison CO – HOH – HN. La liaison hydrogène préexistante est coupée ; cette eau est moins fortement liée au polymère que celle des premiers sites.
 lorsque toutes les liaisons hydrogène sont substituées par les molécules d’eau, les nouvelles molécules d’eau se regroupent sous forme d’agrégats.
Longueur des macromolécules
La longueur des chaînes macromoléculaires, ainsi que leur dispersion ou polymolécularité, sont des paramètres pertinents pour ce qui est des propriétés mécaniques du matériau final. Les masses molaires moyennes en nombre pour des applications dites « hautes performances » sont optimisées aux environs de 21500 g.mol-1, correspondant à des chaînes de quelques dizaines de nanomètres. L’indice de polydispersité est, quant à lui de l’ordre de 2 et la masse molaire moyenne entre enchevêtrements est évaluée à environ 2500 g.mol-1.
A haute température, dans l’état condensé, les chaînes de la phase amorphe se distribuent sous forme de pelote statistique (ou spaghetti). Les interactions – entre atomes et entre chaînes – sont multiples : liaisons covalentes (~100 kJ/mol), hydrogène (~30 kJ/mol) ou Van der Waals (~10 kJ/mol). Par définition, ces liaisons ont des propriétés spécifiques distinctes en termes d’intensité, de sélectivité spatiale (distance d’interaction) et sont présentes dans le matériau dans des proportions variables.
De la structure de la chaîne macromoléculaire et des forces qui assurent sa cohésion découle la propriété de thermoplasticité. Les polymères thermoplastiques sont caractérisés par l’existence d’une température de transition vitreuse (réversible). Ces polymères sont généralement mis en forme à partir de l’état fondu et sont susceptibles d’être recyclés assez aisément.
La température de transition vitreuse.
La température de transition vitreuse, caractéristique des phases amorphes, marque la transition entre l’état vitreux, état figé hors d’équilibre thermodynamique, et l’état caoutchoutique (vers un comportement fluide).
Du fait de l’aspect cinétique qu’elle revêt, la température de transition vitreuse ne se définit pas « thermodynamiquement » de façon univoque. Un grand nombre de théories existent sur le phénomène et les mécanismes mis en jeu. Fox et Flory, dans les années 50, décrivent le mécanisme en s’appuyant sur le concept de volume libre dynamique. Par définition, le volume libre représente l’espace inoccupé qui existe entre les macromolécules. Un polymère amorphe suggère un espace résultant du compactage incomplet des chaînes, dû à leur conformation statistique (pelote statistique). Le volume total (par gramme de matière) peut être considéré comme étant la somme du volume libre et du volume occupé (comprenant non seulement le volume propre des molécules, mais aussi le volume associé à leurs mouvements vibratoires). Dans le domaine de transition vitreuse, la fraction de volume libre dynamique est insuffisante pour permettre le mouvement des longues portions de chaînes associées à la transition ; cependant, par faible élévation de la température, des mouvements coopératifs se mettent en place. La théorie de Fox et Flory suggère que dans un polymère amorphe, le volume libre dynamique reste constant jusqu’à une certaine limite – la température de transition vitreuse – au-dessus de laquelle le volume libre augmente.
La flexibilité des chaînes, la taille et la polarisabilité des groupes latéraux, la masse molaire ou encore l’humidité sont des paramètres qui affectent la détermination de la température de transition vitreuse (« glass transition », Tg).

Description des conditions et techniques d’analyse

Les différentes techniques d’analyse mises en œuvre dans cette étude sont présentées dans cette partie. Seront décrits les conditions d’essai et les développements apportés, en commençant par la diffraction des rayons-X (couplée à la méthodologie de désommation), suivie de la calorimétrie différentielle à balayage (DSC et MDSC), de la biréfringence et, pour terminer, de la microscopie électronique

Analyse par diffraction des Rayons-X et désommation des pics

Principe du montage expérimental et conditions

L’analyse de la microstructure des polymères orientés a souvent été menée au moyen de la diffraction des rayons -X (DRX) aux grands angles. Etant donné la complexité des structures étudiées – mailles cristallines de faible symétrie et coexistence d’une phase désordonnée – les techniques basées sur la méthode des poudres ont été adaptées à l’analyse d’échantillons texturés. Deux types de montages sont en général couplés : la méthode Debye-Scherrer en chambre plane et la diffractométrie θ-2θ à compteur.

Du fait que la texture de la fibre est fortement marquée selon un axe très proche de la direction de filage, une simple rotation azimutale de l’échantillon suffit à révéler l’orientation fibrillaire. La mesure consiste à réaliser des diffractogrammes (θ-2θ) en configuration transmission sur des faisceaux de fibres – disposés parallèlement les uns aux autres – pour un angle azimutal donné, ϕ (Cf. Fig. 2.1.).

A noter que la fibre est considérée à symétrie de révolution. En réalisant une analyse sur un ensemble de fibres – où la position relative entre fibres est aléatoire – l’hypothèse est difficilement contournable.

Définition des positions méridienne ϕ = 90°et équatoriale ϕ = 0°.

L’évolution du nombre de familles de plans (hkl) donné, en position de diffraction en fonction de l’azimut ϕ, permet de quantifier l’orientation des phases en présence. On parle alors de deux positions de référence correspondant à des extrema : la position équatoriale, ϕ = 0°, et la position méridienne, ϕ = 90° (Cf. Fig. 2.1.). Outre le calcul de fonction d’orientation, le traitement des résultats nous permet d’accéder à un certain nombre de paramètres microstructuraux : perfection cristalline, taille des cristallites, indice de cristallinité…

Mise au point expérimentale et conditions d’essais

Le dispositif mis en œuvre pour cette étude a été développé au CdM en collaboration avec D. Pachoutinsky et Y. Favry. Le dispositif présente la particularité de réaliser l’analyse d’échantillons sous des conditions mécaniques de sollicitation (Cf. Chapitre 3).

Les fibres sont maintenues sous tension à l’aide d’une couronne de serrage.

Le principal point d’incertitude de l’analyse repose sur la variation du volume diffractant. L’échantillon testé et “vu” par le faisceau incident de rayons- X n’est pas homogène : il s’agit d’un arrangement de fibres accolées les unes contre les autres faisant apparaître des interstices variables. Les différentes déclinaisons de l’échantillon en θ et en ϕ font varier la surface d’impact du faisceau sur l’échantillon. Aucun marqueur présent dans la fibre ne permet “d’étalonner” la dose. Afin de réduire l’erreur introduite, qui peut avoir une influence marquée pour des exploitations quantitatives du signal (facteur d’orientation, taux de cristallinité), le dispositif expérimental a été optimisé de sorte à « symétriser » au mieux le faisceau. Le faisceau est mis en forme par un collimateur circulaire, positionné précisément sur l’axe de rotation azimutal. Ainsi, pour les inclinaisons qui nous intéressent – c’est-à-dire 2θ = 15 à 40° – la tache (∅ ≈ 3µm) est quasi-circulaire ; et donc les variations du volume diffractant en fonction de l’angle ϕ peuvent être négligées.

Conditions d’essais

Le diffractomètre utilisé est de type Siemens D500. Les conditions d’illumination sont optimisées à 40 kV et 10 mA, avec une anticathode de Cobalt (λCo = 1,789 Å ). Le faisceau est filtré par un filtre de Fe (pour éliminer les rayons Kβ) et mis en forme avec un collimateur circulaire de diamètre 2 mm. Le compteur est un détecteur linéaire Elphyse.

L’anticathode la plus souvent utilisée pour les polymères est en cuivre (λCu = 1.540 Å ), qui réduit le bruit de fond (diffusion dans l’air), et améliore donc le rapport signal sur bruit. Ici, cependant, le cobalt a été préféré puisqu’il sépare mieux les pics et facilite une procédure de déconvolution.

Les diffractogrammes sont enregistrés sur une fenêtre angulaire d’intérêt 15° < 2θ < 40°, le temps de comptage est optimisé à 500 ms par pas.

Le balayage des angles azimutaux est réalisé avec une précision 1/60 °. La définition de la procédure de désommation est ajustée pour les fibres FHP : les incréments azimutaux sont imposés de –90° à +90°, par pas de 5°. La procédure est ensuite réduite à une gamme angulaire comprise entre –5 ° et +90°, pour des pas de 2,5° à 10° (traitements concernant FUHP et MT) ; les évolutions entre –90° et –5° sont construites par symétrie.

Les fichiers obtenus sont traités avec le logiciel Diffract/AT et déconvolués avec le logiciel Topas P de la Société Brücker.

Définition du profil de désommation : hypothèses et méthodologie

Pourquoi la désommation : quelques repères bibliographiques

La diffraction des rayons-X (DRX) a été largement utilisée pour l’analyse du polymorphisme du polyamide 66. Des études ont par ailleurs cherché, via DRX, à corréler l’orientation cristalline des fibres de nylon 6 ou 66 avec des paramètres de mise en forme – citons les travaux de Dumbleton et al. [DUM68], Danford et al. [DAN78] et Prevorsek [PRE73] –, avec des propriétés mécaniques sous déformation ou à rupture (Simpson et al. [SIM81], Prevorsek et al. [PRE71a-b]). Certains travaux soulignent les difficultés induites par le polymorphisme du nylon 6, ainsi Roldan et al. [ROL63] montrent les limites de la technique à cause de l’impossibilité de séparer les différentes contributions polymorphes du diffractogramme.

La figure 2.3. présente la superposition des diffractogrammes obtenus pour les différents azimuts : pour chaque incrément azimutal, une population de cristallites est placée en condition de diffraction. Outre l’effet d’orientation très marqué, l’existence d’une contribution amorphe dans le diffractogramme est sous-jacente. De plus, les distances d’interaction des phases cristalline et amorphe étant comparables (les valeurs des densités cristalline et amorphe sont assez proches, respectivement 1,220 et 1,095 [HAB79,STA84]), halo amorphe et pics cristallins se chevauchent. Salem montre qu’une analyse sans déconvolution du signal, en traitant « l’enveloppe » globale du diffractogramme, aboutit à des résultats erronés [SAL87]. Une étude plus récente de Galeski et al. [GAL91] va dans ce sens. En étudiant des fibres nylon 6, il démontre l’utilité de la déconvolution pour établir des figures de pôles cohérentes.

Ces erreurs d’interprétation auxquelles peut donner lieu une étude de diffractogrammes non déconvolués ont poussé certains auteurs à travailler en déconvoluant les diffractogrammes – notamment de nylon 6 – [HEU81,MUR90-97,GAL91,PON98,JOL00]. Une partie des analyses que nous menons par la suite s’appuie sur la méthodologie proposée par ces auteurs.

Dans la fenêtre angulaire d’étude, les deux pics principaux correspondent respectivement aux plans (100) et au doublet (010),(110). Il faut souligner ici le fait que les positions des pics sur le diffractogramme global ne coïncident pas avec les positions théoriques calculées d’après les paramètres de la maille cristallographique. Cette différence résulte notamment des conditions thermodynamiques de cristallisation – proportion de phase αI et αII –, mais aussi de la convolution des différents pics cristallins et du halo amorphe.

Aujourd’hui, les outils informatiques à disposition permettent de mettre en œuvre aisément ce type de traitement mathématique. Les résultats des optimisations restent discutables, certes, mais la validation ou non d’un calcul d’optimisation reste à l’appréciation de l’opérateur.

Choix du type de fonction

Afin de séparer correctement les contributions amorphe et cristalline par une procédure de séparation – déconvolution ou désommation – il est essentiel de choisir un type de fonction représentatif des pics.

Certains auteurs préconisent la fonction de Gauss. Galeski et al. ont obtenu de très bons résultats pour l’analyse de polymères semi-cristallins mis en forme par injection (plaques PA6 [GAL91], plaques HDPE [BAR96]) ou bien encore L. Jolly dans un travail plus récent traitant du PA11 [JOL00]. D’autres, en travaillant sur des fibres nylon 6, comme Heuvel et al. [HEU76], ou Murthy et al. [MUR90-97] qui présentent aujourd’hui les travaux les plus aboutis, s’accordent à désigner la fonction de type Pearson VII comme la mieux adaptée et la plus stable pour leur procédure de désommation. La fonction de type Pearson VII symétrique est de la forme : I(x) = Io avec m > 1/2 (condition de convergence) m 2 ∆2θx − xo1 / m 1+ 4(2− 1) où Io correspond à l’intensité du pic, xo à la position du centre du pic, ∆2θ la largeur à mi-hauteur, et m un paramètre de forme. Chaque fonction de Pearson VII est définie par ces quatre paramètres indépendants. Le paramètre m permet de faire varier le profil du pic d’une courbe de type Lorentz (m=1) à une fonction de Gauss (m→∞).

Isoler n pics d’un diffractogramme implique de trouver les solutions d’un calcul à 4n inconnues ; le nombre de degrés de liberté doit être minimisé pour stabiliser les solutions de l’ajustement. Le paramètre de forme, m, est en général fixé.

Heuvel et al. optimisent leur procédure de désommation en fixant respectivement à 1,4 et 5 les paramètres de forme des pics cristallins et du halo amorphe [HEU76]. Murthy et al. adoptent une valeur proche de 2 pour tous les pics, y compris le pic amorphe. Ces derniers proposent de fixer également les largeurs à mi-hauteur d’après calcul : connaissant la position du pic et la densité de la phase associée, via un raisonnement basé sur le principe de sphères dures, la largeur à mi-hauteur peut être déduite [ROS90]. Cette hypothèse est très forte puisqu’elle conditionne le degré d’arrangement – soit en termes de perfection cristalline, soit en termes de taille des domaines diffractants – de la phase considérée. En outre, les auteurs supposent alors que les valeurs des densités amorphe et cristalline sont invariantes, quelle que soit la mise en forme du matériau.

A. Ponnouradjou, quant à lui, utilise un paramètre de forme fixe et égal à 1,7 pour tous les pics, mais préfère laisser libres les largeurs à mi-hauteur [PON98]. En tout état de cause, les paramètres de forme demeurent peu décisifs pour ce qui est des résultats de l’exploitation quantitative. Méthodologie de désommation

La définition d’un profil de pic repose sur un certain nombre de choix et d’hypothèses. Peu d’études portent sur le PA66 ; nous citerons toutefois Murthy et al.[MUR95b].

Les figures 2.4 et 2.5 présentent les résultats d’une désommation pour les positions équatoriale et méridienne (fibres FHP). La figure 2.4. présente la décomposition du diffractogramme en trois contributions : « C1 » et « C2 », les pics cristallins correspondant respectivement aux plans (100) et au doublet (010),(110), et « am », le halo amorphe. La contribution cristalline est maximale en configuration équatoriale. La figure 2.5. illustre la contribution amorphe pour une position méridienne. Le pic « P1 » est attribué à la famille de plans cristallins (015), en position de diffraction pour ϕ = 90°.

Pour procéder au traitement de désommation, il s’agit d’abord de faire le choix d’une gamme angulaire 2θ qui soit exploitable et représentative d’une grande source d’informations du diffractogramme total. La gamme d’étude retenue est comprise entre : 15° ≤ 2θ ≤ 40°.

Le dénombrement des pics est réalisé manuellement à l’appui de tables cristallographiques (Annexe 1). Le profil de pics retenu est de type Pearson VII, symétrique, avec un paramètre de forme fixé à 2 pour tous les pics, halo amorphe compris.

Le rapport de stage ou le pfe est un document d’analyse, de synthèse et d’évaluation de votre apprentissage, c’est pour cela chatpfe.com propose le téléchargement des modèles complet de projet de fin d’étude, rapport de stage, mémoire, pfe, thèse, pour connaître la méthodologie à avoir et savoir comment construire les parties d’un projet de fin d’étude.

Table des matières

Introduction – démarche
Chapitre 1. Présentation du matériau. Elaboration et modèles microstructuraux
1.1 – Les fibres PA66 : historique et généralités
1.2 – De la synthèse du polymère au fil commercialisé : un procédé industriel complexe
1.2.1 – Synthèse du polymère et conditionnement
1.2.2 – Voies d’élaboration des fibres synthétiques : la production « multi » et « mono » filament
1.3 – Description structurale de la fibre de PA66 : du micro au macro, état de l’art
1.3.1 – Propriétés de la phase amorphe : conformations de la macromolécule
1.3.2 – Microstructure des régions cristallines : polymorphisme
1.3.3 – Les différents modèles microstructuraux : de Statton à Oudet
1.4 – Les matériaux d’étude : propriétés générales et nomenclature utilisée
Chapitre 2. Caractérisation microstructurale multi-échelle
2.1 – Description des conditions et techniques d’analyse
2.1.1 – Analyse par diffraction des Rayons-X et désommation des pics
2.1.1.1 – Principe du montage expérimental et conditions
2.1.1.2 – Définition du profil de désommation : hypothèses et méthodologie
2.1.1.3 – Exploitation et définition des paramètres microstructuraux
2.1.2 – Calorimétrie différentielle à balayage
2.1.2.1 – Principes de la DSC / MDSC
2.1.2.2 – Conditions expérimentales
2.1.3 – Microscopie optique : la Biréfringence
2.1.4 – Microscopie Electronique à Balayage
2.2 – A l’échelle de la fibre : des dispersions
2.2.1 – Distribution des diamètres unitaires
2.2.2 – Etat de surface
2.3 – Microstructure des fibres FUHP – FHP – MT : résultats de l’analyse DRX
2.3.1 – Domaines cristallins : résultats
2.3.1.1 – Phases en présence et indexation des pics
2.3.1.2 – Taille apparente de cristallites et distribution
2.3.1.3 – Orientation des phases cristallines
2.3.1.4 – Indices de cristallinité
2.3.2 – Régions amorphes : résultats
2.3.2.1 – Evolution des paramètres de pics : existence d’un domaine orienté
2.3.2.2 – Fraction en masse du domaine amorphe orienté
2.3.2.3 – Degré d’orientation des phases amorphes
2.3.3 – Autres résultats DRX
2.3.3.1 – Influence de la procédure de désommation : analyse DRX classique
2.3.3.2 – Arrangement cristallin dans une section transversale
2.4 – Caractérisation physico-chimique des fibres FHP – FUHP – MT : résultats complémentaires
2.4.1 – Analyse calorimétrique différentielle à balayage : résultats
2.4.1.1 – Fusion des cristallites : résultats de DSC
2.4.1.2 – Mobilité des domaines amorphes : résultats de MDSC
2.4.2 – Evaluation de la biréfringence : résultats
2.5 – Validation de l’analyse microstructurale
2.6 – Synthèse : un comparatif des fibres FUHP, FHP et MT
Chapitre 3. Micro-mécanismes de déformation – localisation des propriétés microstructurales
3.1 – Procédure expérimentale : la micro-spectroscopie Raman et analyse DRX in situ
3.1.1 – La micro-spectroscopie Raman
3.1.1.1 – L’effet Raman : quelques généralités
3.1.1.2 – Application à la micro-mécanique : principe
3.1.1.3 – Repères bibliographiques : de l’indexation du spectre à l’analyse micro-mécanique
3.1.1.4 – Principe expérimental et conditions d’observation confocales
3.1.2 – Analyse DRX in situ : rappel du dispositif et conditions expérimentales
3.2 – Identification des micro-mécanismes de déformation
3.2.1 – Réponse vibrationnelle à une sollicitation mécanique : la micro-extensométrie Raman
3.2.1.1 – Choix des modes de vibration sensibles à la sollicitation mécanique
3.2.1.2 – Analyse des modes de vibration collectifs : résultats
3.2.2 – Evolution des paramètres microstructuraux sous sollicitation : résultats DRX
3.2.2.1 – Régions amorphes : évolutions
3.2.2.2 – Domaines cristallins : évolutions
3.3 – Analyse des propriétés locales de la fibre : état de contrainte local
3.3.1 – Gradient de propriétés : effet cœur/peau
3.3.1.1 – Evaluation ponctuelle : étude systématique Stokes / anti-Stokes
3.3.1.2 – Identification du profil en section transverse
3.3.2 – Résultat complémentaire : localisation de la déformation
3.4 – Synthèse : micro-mécanismes de déformation et propriétés locales
Chapitre 4. Analyse et identification du comportement mécanique ;simulation numérique
4.1 – Caractérisation mécanique multiaxiale de la fibre : procédure expérimentale
4.1.1 – Evaluation de la section de la fibre
4.1.2 – Machines d’essais mécaniques
4.1.2.1 – Dispositif d’essais mécaniques « faible charge »
4.1.2.2 – Dispositif mécanique « gros monofilament » MG
4.1.3 – Contrôle in situ de la déformation transverse : description du dispositif
4.1.4 – Analyse du comportement transverse : essai brésilien
4.1.4.1 – Principe de l’essai brésilien
4.1.4.2 – Dispositif expérimental et dépouillement de l’essai brésilien
4.2 – Caractérisation du comportement mécanique : résultats
4.2.1 – Analyse du comportement longitudinal : résultats
4.2.1.1 – Traction monotone : allure et dispersion du comportement
4.2.1.2 – Traction monotone et effet de vitesse : réponse viscoélastique
4.2.1.3 – Comportement au cours d’un cycle : renversabilité
4.2.1.4 – Relaxation : existence d’un seuil viscoplastique
4.2.2 – Analyse du comportement transverse : résultats
4.2.2.1 – Evaluation du coefficient de Poisson
4.2.2.2 – Compression transverse : résultats des essais brésiliens
4.2.3 – Caractérisation mécanique du comportement : synthèse
4.3 – Modélisation du comportement par Eléments Finis
4.3.1 – Simulation du comportement fibrillaire : bibliographie
4.3.2 – Les lois de comportement : choix et analyse des modèles
4.3.2.1 – Lois hyperélastiques quasi-incompressibles
4.3.2.2 – Lois viscoélastiques
4.3.3 – Simulation du comportement : résultats et validation
4.3.3.1 – Identification des lois de comportement : démarche
4.3.3.2 – Comportement hyperélastique pur
4.3.3.3 – Comportement visco-hyperélastique
4.3.4 – Etude comparative : impact de l’anisotropie sur le comportement mécanique
4.3.4.1 – Hypothèses et choix du modèle
4.3.4.2 – Effet de triaxialité : discussion
4.3.5 – Modélisation numérique du comportement : synthèse
Chapitre 5. La rupture : mécanismes et analyse numérique
5.1 – Procédure expérimentale
5.1.1 – Généralités et effet d’élancement
5.1.2 – Localisation de la déformation : quantification du comportement local pour la fibre MG
5.1.3 – Observation des morphologies de rupture et essai mécanique in situ
5.2 – Endommagement et morphologie des faciès de rupture
5.2.1 – Essais interrompus : analyse de la surface
5.2.2 – Observation des faciès de rupture en sollicitation uniaxiale
5.3 – Caractérisation des mécanismes de rupture : régime de fissuration sub-critique
5.3.1 – Observation in situ des mécanismes de fissuration sub-critique : FUHP
5.3.2 – Quantification des mécanismes de fissuration sub-critique sur la fibre MG
5.4 – Approche « macro » : caractéristiques moyennes à rupture et traitement statistique de la rupture
5.4.1 – Caractéristiques moyennes à rupture : comparaison des fibres FHP – FUHP – MT
5.4.2 – Traitement statistique de la rupture
5.4.2.1 – Statistique de Weibull : généralités et identification des paramètres « m » et « σ0 »
5.4.2.2 – Traitement statistique : comparaison des fibres FHP – FUHP – MT : résultats
5.4.2.3 – Statistique de Weibull : modèle analytique prenant en compte l’effet de vitesse
5.5 – Modélisation numérique de la rupture de la fibre MG : calcul du champ de contraintes local et notion de ténacité.
5.5.1 – Introduction – description de la procédure
5.5.2 – De la fissuration sub-critique à la rupture brutale : propagation numérique de la fissure
5.5.2.1 – Identification du comportement : élastoplastique
5.5.2.2 – Maillage des fibres MG-E01, MG-E03 et MG-E04
5.5.2.3 – Modélisation du régime de fissuration sub-critique : méthode des « complaisances »
5.5.3 – Calcul de l’intégrale J et singularité des contraintes pour la fibre MG
5.5.3.1 – Détermination numérique de J : approche globale
5.5.3.2 – Singularité des contraintes en pointe de fissure
5.6 – Modélisation numérique de la rupture. Application à la fibre FUHP : approche globale / approche locale
5.6.1 – Identification du comportement FUHP et calcul de l’intégrale J : approche globale
5.6.2 – Statistique de rupture : approche locale
5.7 – Synthèse : rupture et analyse numérique
Chapitre 6. Synthèse et discussion générale
6.1 – Traction monotone – des macro- aux nano-mécanismes : synthèse.
6.1.1 – Echelle mécanique : synthèse. Analyse du comportement et de la rupture, FUHP.
6.1.2 – Gradient de propriétés, FUHP : synthèse.
6.1.3 – Micro-mécanismes de déformation, FUHP : synthèse
6.1.4 – Paramètres microstructuraux pertinents : comparaison des fibres FUHP, FHP et MT
6.2 – Comportements dissipatifs, endommagement et rupture : discussion.
6.3 – Vers une proposition d’architecture microstructurale.
Conclusions et perspectives
Annexes
Annexe 1. Distances interréticulaires pour les phases αI, αII, β et γ du PA66
Annexe 2. Essais mécaniques en traction monotone : des dispersions
Annexe 3. Ensemble des essais brésiliens réalisés : FUHP et MG
Annexe 4. Transformation finie:formalisme des grandes déformations
Annexe 5. Du facteur d’intensité de contrainte K à l’intégrale de contour J .
Références