Comportement mécanique en traction

Les courbes de comportement du SepCarb A01 sous sollicitation de traction uniaxiale sont reportées à la Figure 11 pour les deux types de drapage considérés (0/90 et QI). Pour les éprouvettes saines (non vieillies), des essais de traction monotone et de traction cyclée ont pu être réalisés. Dans ce dernier cas, le pas de cyclage est fixé tous les 0,1% de déformation. Les courbes font apparaître un premier domaine élastique faiblement étendu (environ 34MPa pour le drapage QI et 42MPa pour le 0/90) suivi d’un domaine non linéaire au cours duquel le composite s’endommage. Le composite élaboré selon la séquence de drapage 0/90 présente des valeurs de contrainte à rupture plus élevées, en accord avec une proportion de fibres orientées dans l’axe de sollicitation plus importante. Les propriétés mesurées sont rassemblées dans le Tableau 2.

Figure 11 : Comportement mécanique en traction du composite SepCarb A01 (drapage QI et 0/90) non vieilli.

Tableau 2 : Propriétés mécaniques extraites des essais de traction réalisés sur le SepCarb A01. Séquence de drapage Module E (GPa) Contrainte 

R _à rupture (MPa) Déformation R à rupture (%) 0/90 68 ± 4 416 ± 9 0,87 ± 0,03 QI 50 ± 4 257 ± 5 0,76 ± 0,07

L’enregistrement de l’émission acoustique débute pour une contrainte d’environ 10 MPa pour les deux séquences de drapage puis se développe de façon exponentielle jusqu’à la rupture, de sorte que l’essentiel des événements se situent à proximité de la rupture (Figure 12). Le nombre d’événements acoustiques enregistrés lors des essais cyclés montrent que celui-ci est plus important pour le drapage 0/90 que pour le drapage QI. Aucune activité acoustique n’est enregistrée au cours des cycles, la dissipation par frottement lors de la fermeture et de l’ouverture des fissures n’est pas suffisante pour générer des signaux détectables.

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Figure 12 : Enregistrement de l'émission acoustique lors des essais de traction cyclée pour les deux drapages

0/90 et QI.

La détermination de la perte de rigidité, représentative de l’évolution de l’endommagement subi par le matériau, est similaire pour les deux séquences de drapage (Figure 13a). D’après O. Siron et al. [Siron 1998], la perte de rigidité ne devient significative qu’à partir du développement de la macro-fissuration matricielle. Pour un même état d’endommagement, la déformation résiduelle à charge nulle apparaît légèrement supérieure pour le drapage 0/90 au-delà de 0,5% de déformation (Figure 13b, 13c). Ce constat peut être relié à une dissipation d’énergie plus importante. L’ouverture des cycles et l’activité acoustique enregistrée sont en effet supérieures pour ce drapage (Figure 13d, Figure 12). Bien que le comportement mécanique du composite soit sensible à l’orientation des plis, il semble néanmoins que les modes d’endommagement soient assez proches pour les deux séquences de drapage.

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Les éprouvettes rompent par délaminage, les longueurs d’extraction sont d’environ 15 mm quelle que soit la séquence de drapage (Figure 14a). L’observation des faciès de rupture met en évidence que les fibres sont largement extraites de leur gaine matricielle, particulièrement au centre des torons (Figure 14b). L’endommagement du composite après rupture a également été caractérisé sur des sections polies orientées dans le sens de sollicitation de traction (Figure 14c, 14d). Des fissures intra-fil perpendiculaires au sens de chargement sont observables dans les torons transversaux et de façon plus marquée dans les torons longitudinaux où le pas de fissuration est compris entre 150 et 400 µm pour les deux drapages. Ces fissures se propagent dans les blocs de matrice voie liquide et dans la couche de pyrocarbone. Les plis à ± 45° contiennent également des fissures transverses ainsi que des fissures obliques dont certaines sont déviées à l’interface des torons. D’importantes décohésions entre les torons peuvent être observées de même que des décollements entre les plis, en accord avec la rupture par délaminage des éprouvettes.

Figure 14 : Observation de l'endommagement du SepCarb A01 (drapage QI) après traction. (a) Rupture par

délaminage des éprouvettes. (b) Extraction des fibres de la gaine matricielle. (c) et (d) Présence de fissures longitudinales se propageant à l’interface des fils (délaminage).

Comme cela a pu être précisé au cours du chapitre 2, la réalisation d’essais de traction avec cycles de charge-décharge a rapidement été abandonnée au profit d’essais de traction monotone. L’absence de cohésion entre les plis du matériau après vieillissement (Figure 15) perturbait largement la mesure de la déformation par les extensomètres placés en vis-à-vis sur les tranches de l’éprouvette, rendant par conséquent impossible l’exploitation des boucles d’hystérésis.

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Figure 15 : Mise en évidence du délaminage des éprouvettes vieillies sollicitées en traction jusqu’à rupture

(m/m0 ≈ -5%).

L’allure des courbes de traction monotone pour différents taux de perte de masse est présentée à la Figure 16 pour des éprouvettes QI oxydées à 400°C sous air sec.

Figure 16 : Influence de la perte de masse sur le comportement mécanique en traction du SepCarb A01 (drapage

QI) pour des cycles d’oxydation réalisés sous air sec à 400°C.

L’oxydation conduit à une importante dégradation du comportement mécanique, y compris pour les faibles taux de perte de masse. L’évolution des propriétés mécaniques résiduelles est similaire pour les deux types de drapage considérés et semble peu influencée par la température de vieillissement et la présence d’humidité dans la phase oxydante. Il est toutefois difficile de conclure quant à un réel effet de la température dans la mesure où la majorité des éprouvettes ont été oxydées à 350 et 400°C pour atteindre différents taux de perte de masse sur des durées raisonnables (cf. Figure 1). Les évolutions des valeurs de contraintes à rupture et de module initial en fonction de la perte de masse sont présentées à la Figure 17 où Rréf et Eréf représentent respectivement la

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Figure 17 : Influence de l'oxydation sur les valeurs de contrainte à rupture et de module initial en traction.

Pour une perte de masse de 2,5%, la contrainte à rupture et le module sont abaissés de 10% environ. Pour une perte de masse de 5%, la contrainte chute de 25-30% environ et le module de 16%. Pour des pertes de masse encore plus élevées, l’effet sur les valeurs de contraintes à rupture est encore plus marqué avec des chutes de 50% environ de contrainte et 25% pour le module. Un autre aspect à relever est la diminution globale de la contrainte de début d’émission acoustique et de la limite élastique du matériau après vieillissement (Figure 18). La limite élastique considérée ici correspond à la contrainte au-dessus de laquelle l’écart à la linéarité varie de plus de 2%. Le matériau vieilli aurait ainsi tendance à s’endommager pour des valeurs de contraintes plus faibles.

Figure 18 : Mise en évidence de la diminution de la contrainte de début d’émission acoustique et de la limite

élastique suite aux vieillissements en milieu oxydant.

L’enregistrement de l’émission acoustique fait par ailleurs logiquement apparaître une diminution du nombre cumulé d’événements avec la consommation progressive de la matrice voie liquide (Figure 19).

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Figure 19 : Evolution du nombre cumulé d'événements acoustiques enregistré après vieillissement du composite

en milieu oxydant (drapage QI).

Les observations morphologiques réalisées après les essais de traction confirment le développement du délaminage des éprouvettes après vieillissement (Figure 20). Pour des pertes de masse de 2,5%, le début d’oxydation des blocs de matrice voie liquide semble favoriser la propagation de fissures inter-torons ainsi qu’entre les différentes strates du matériau (Figure 20a). Ce phénomène est encore plus marqué pour une perte de masse de 5%. La couche de pyrocarbone est localement désolidarisée du toron. Les fissures de délaminage sont largement ouvertes (Figure 20b). Les plis à ± 45° présentent des fissures perpendiculaires à l’axe de sollicitation (Figure 20c). Dans les fils longitudinaux, le pas de fissuration est compris entre 300 et 500 µm environ. Pour des pertes de masse de 10%, la consommation de la matrice est telle qu’il n’y a plus de cohésion entre les différents torons (Figure 20d). Seul le pyrocarbone assure quelques liaisons locales mais celles-ci sont rapidement rompues. La matrice qui n’a pas été encore consommée ne permet plus de répartir les contraintes dans le matériau, expliquant l’abaissement des propriétés mécaniques. Pour des pertes de masse de 10 et 15%, les pas de fissuration dans les fils longitudinaux sont de l’ordre de 500 à 600 µm.

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Figure 20 : Observation de l'endommagement sur composite QI sollicité en traction après vieillissement.

(a) m/m0 ≈ -2,5%. (b) et (c)m/m0 ≈ -5%. (d) m/m0 ≈ -10%.