Comportement en fluage

Le développement de composites à matrice thermoplastique repose également sur une meilleure connaissance de leur comportement à long terme (fluage). Quand la température d’utilisation en service approche ou dépasse la Tg de la matrice, les propriétés mécaniques de la matrice polymère se dégradent, et leur comportement mécanique devient dépendant du temps. Ainsi, sous l’action combinée d’un chargement dépendant du temps et d’une

Figure 2.21 – Limite d’élasticité en fonction du rayon des sphérolites de l’iPP pour deux vitesses de déformation d’après Way et al. [Way et al., 1974]

Figure 2.22 – Influence de la taille des sphérolites de l’iPP sur la nature de la courbe contrainte/déformation d’après Way et al. [Way et al., 1974]

température élevée, la réponse d’un composite renforcé par des fibres est conditionnée par le comportement de la matrice dont la contribution dépend principalement de la stratifi-cation et du niveau de température (relativement à la Tg du matériau). En fonction des conditions d’essais, on peut ainsi mettre en évidence un comportement viscoélastique (les déformations induites par un chargement dépendant du temps sont entièrement récupérées après décharge complète) et viscoplastique (les déformations induites par un chargement dépendant du temps sont irréversibles).

Dans le cas du fluage, la réponse d’un polymère dépend fortement de sa nature, de son taux de cristallinité, et de la température. En effet, les polymères thermoplastiques sont composés de chaînes de molécules indépendantes reliées par des liaisons faibles. Le mouvement de glissement des molécules les unes par rapport aux autres est alors facilité, rendant ces matrices, plus sujettes au phénomène de fluage. Ainsi, le taux de déforma-tion de fluage est faible en-dessous de la température de transidéforma-tion vitreuse, et augmente rapidement au-delà en raison d’une mobilité moléculaire croissante. Pour les thermoplas-tiques, la déformation est aussi dépendante de la microstructure puisque les sphérolites auront tendance à bloquer le mouvement de glissement des molécules [Spruiell et Janke, 2004] expliquant ainsi la dépendance au taux de cristallinité du comportement au fluage de ce type de polymère.

De plus, la présence d’un renfort dans la matrice influe significativement sur le com-portement en jouant le rôle d’obstacle au glissement. Ainsi au niveau d’un stratifié, la réponse en fluage dépend, en plus des paramètres cités plus haut, de :

— La stratification [Katouzian, 1995 ;Deng et al., 2004 ;Risson, 1998].

— L’architecture du renfort (UD ou tissé) [Guedes et Vaz, 2001].

— Le type de sollicitation [Katouzian, 1995 ; Risson, 1998 ; Mahieux et Scheurer, 2002].

— La température d’essai [Mahieux et Scheurer, 2002 ; Russell et al., 1998].

2.1.4.4 Transcristallinité

Comme nous l’avons vu précédemment, certains substrats, en particulier les fibres, peuvent agir comme agents nucléants et induire une germination hétérogène le long de l’interface avec un taux de germination élevé. Ces germes entravent la croissance et l’ex-tension latérale des sphérolites dans la direction perpendiculaire à la surface des fibres. La Figure 2.23 montre la formation d’une phase transcristalline à l’interface fibre/matrice.

Une interphase peut avoir une morphologie complètement différente de celle des deux matériaux assemblés. Les différents renforts peuvent entraîner des changements dans la morphologie et la cristallinité des interphases. Il a été mis en évidence que la croissance de cette phase s’effectue jusqu’à ce que le front de croissance entre en collision avec les sphérolites formées par germination homogène [Godara, 2007] ou d’autres fibres.

La façon dont les surfaces des fibres de carbone affectent la cristallisation des polymères thermoplastiques peut fournir des informations utiles sur les mécanismes de cristallisation et par conséquent, indiquer si la présence de fibres de carbone provoque des changements dans les propriétés du composites.

En raison de son anisotropie, la formation de phase transcristalline a une influence notable sur les performances de l’interface fibre/polymère, et par conséquent affecte forte-ment les propriétés mécaniques des matériaux composites. Bien qu’il a été rapporté que la transcristallinité améliore les propriétés de certaines interfaces fibres/polymères, le méca-nisme par lequel les couches transcristallines se forment n’est pas entièrement connu et il n’y a pas de règles pour prédire l’apparition de ces phases dans un système fibre/matrice.

Pour cette raison, les effets de la transcristallinité sur les interfaces et les propriétés des composites restent sujet à discussion.

Certains auteurs [Quanet al., 2005] ont rapporté que la transcristallinité peut amélio-rer le transfert de cisaillement à l’interface, et, par conséquent, les propriétés mécaniques des composites, tandis que d’autres affirment qu’elle n’a pas d’effet, voire un effet

néga-Figure 2.23 – Micrographie montrant (a) la cristallisation isotherme d’un composite polypropylène isotactique/fibre de lin et (b) la phase transcristalline dans une fibre de carbone haut module renforcée de nylon 66 [Godara, 2007]

tif sur ces propriétés. De nombreux facteurs, tels que le type de fibre, sa topologie, son revêtement de surface, le type de matrice, et l’histoire thermique, ont tous été rapportés comme influençant la formation d’une phase transcristalline dans les composites.

Yu [Yu et al., 2012] étudie des composites à matrice poly-téréphtalate de butylène renforcé de fibres de carbone (PCBT) qui ont été cristallisés à trois températures diffé-rentes engendrant trois morphologies cristallines diffédiffé-rentes (Figure2.24). Les échantillons ont été caractérisés en traction, flexion, cisaillement et essais d’impact. Les échantillons obtenus à 185˚C (taux de cristallinité faible) présentent une structure sphérolitique ce qui conduit à former des régions limitrophes sphérolite/phase transcristalline de grande surface. Par conséquent, la fissure est initiée et se propage à l’interface, ce qui entraîne de faibles propriétés mécaniques.

Figure 2.24 – Évolution de la morphologie cristalline du PCBT pour différentes tem-pératures de cristallisation observée au microscope optique équipé d’une platine Linkam THMS 600 : (a) 185˚C, (b) 195˚C, (c) 210˚C [Yu et al., 2012]

Des échantillons cristallisés à 210˚C (taux de cristallinité élevé) présentent des struc-tures sphérolitiques très désordonnées, sans ligne de démarcation entre les sphérolites et la phase transcristalline conduisant à des propriétés mécaniques plus élevées.

Une étude expérimentale a été réalisée par Gao [Gao et Kim, 2002] pour détermi-ner l’effet de la vitesse de refroidissement sur les propriétés mécaniques des composites PEEK/fibres de carbone en traction, flexion et cisaillement interlaminaire. La vitesse de refroidissement affecte les propriétés de la matrice et l’adhésion fibre/matrice, à travers le degré, la morphologie et la structure cristalline. Ces caractéristiques contrôlent les pro-priétés mécaniques des composites unidirectionnels tandis que les propro-priétés des fibres restent inchangées.

Les propriétés de traction, flexion et cisaillement interlaminaire présentent une sen-sibilité élevée à la vitesse de refroidissement. La résistance à la traction longitudinale et le module présentent une plus faible sensibilité parmi les propriétés citées et ce en raison de la prédominance des propriétés de la fibre. L’effet de la vitesse de refroidissement est beaucoup plus important sur la résistance à la flexion longitudinale que sur la résistance à la traction à cause principalement du plus grand rôle joué par l’interface fibre/matrice et la résistance de la matrice. Les concentrations de contraintes à l’interface fibre/matrice sont responsables de la rupture prématurée des échantillons lors d’essais de traction. La Figure 2.25 présente les mécanismes de rupture inter-laminaire par cisaillement qui dé-pendent de la cristallinité, la ductilité de la matrice et la force de liaison à l’interface fibre/matrice.

Figure 2.25 – Mécanismes de rupture inter-laminaire par cisaillement pour un composite fibre de carbone/PEEK refroidit à (a) 1˚C/min et (b) 2000˚C/min [Gao et Kim, 2002]

Nous avons vu dans cette partie que les cinétiques de cristallisation sont dépendantes des conditions de mise en œuvre ainsi que des constituants du composite. Il a été ainsi mis en évidence l’influence de différents paramètres, tels que la vitesse de refroidissement ou la présence de fibres de carbone sur la cristallisation et la morphologie cristalline. De plus la morphologie cristalline induite ainsi que le taux de cristallinité ont un impact non-négligeable sur les propriétés mécaniques des thermoplastiques ainsi que des composites à matrice thermoplastique. Il est donc essentiel de caractériser finement la cristallisation dans le cas du PEKK et d’évaluer l’influence du process et des constituants du composite (notamment dans le cas d’un composite fonctionnalisé) à la fois sur la morphologie cris-talline et sur la cinétique de cristallisation. Dans la section suivante, nous présenterons

les résultats expérimentaux concernant la caractérisation de la cristallisation du PEKK et des composites à matrice PEKK.

2.2 Protocoles de caractérisation de la cinétique de

cristallisation