Conclusions et comparaison des matrices

2.5.5.1 Comparaison des micromécanismes de déformation des matrices réticulées

L’analyse des micromécanismes de déformation des matrices CA 100 + THF 100 1:1 et CA 100 + T3000 1:1 permet la comparaison des agents réticulants, de leurs effets sur la matrice CA 100, et de comprendre la différence de comportement mécanique vrai observé. Le tableau III.5 donne les principales évolutions des facteurs d’orientation et des mécanismes de déformation des différentes matrices.

174 Lors de la déformation viscoélastique, les deux matrices présentent une augmentation importante de l’orientation suivant la direction de traction de leurs chaînes de PP et des polyéthers composant leurs phases amorphes. Cette orientation est rendue possible par la réaction de réticulation qui a permis la formation de liaisons interlamellaires au sein de la phase amorphe. Cette orientation implique un étirement d’une partie des liaisons interlamellaires, et du transfert de la contrainte aux lamelles cristallines, qui dans les deux cas vont s’orienter à partir de ε33=0,04. Une première différence entre les matrices survient lors de cette orientation : dans le cas du CA 100 + THF 100 1 :1, les chaînes de PP de la phase cristalline et de la phase amorphe atteignent un palier dans leur orientation en fin de déformation viscoélastique, là où l’orientation du CA 100 + T3000 1:1 se prolonge au début de la déformation plastique. Cette différence s’explique par la taille plus importante de la molécule de T3000 par rapport à la molécule de THF 100 qui étale les mécanismes d’orientation sur une plage de déformation plus grande.

Une autre différence survient en fin de déformation viscoélastique, au travers de la rupture/désorientation des polyéthers. En effet, le facteur FTHF/PPG de la matrice CA 100 + THF 100 1:1 diminue de manière importante en fin de déformation viscoélastique et du début du plateau de plasticité, avec FTHF/PPG=2,2 à ε33= 0,04 et FTHF/PPG=1,3 à ε33=0,1. Cette chute indique une rupture importante des polyéthers. Au contraire, la matrice CA 100 + T3000 1:1 aux mêmes déformations ne présente qu’une chute de FTHF/PPG=2,5 à FTHF/PPG=2,2, impliquant une rupture moins importante des molécules de liens. La rupture des molécules liens étant à l’origine de la cavitation, cette différence explique l’endommagement volumique moins important du CA 100 + T3000 1:1.

Dans les deux cas, le facteur d’orientation des chaînes de la phase cristalline, Fc, et des chaînes de PP de la phase amorphe, Fam, atteignent un palier lors du plateau de plasticité. Les valeurs de Fam sont proches entre les deux matrices, mais les facteurs Fc présentent une différence importante, le CA 100 + THF 100 1:1 possédant un palier à Fc=2,5, là où le CA 100 + T3000 1:1 possède un palier à Fc=3,1. Ce résultat indique une orientation plus importante des chaînes des lamelles cristallines suivant la direction de traction pour le CA 100 + T3000 1:1, et donc une meilleure transmission de la contrainte aux lamelles. La rupture moins importante des molécules de T3000, et la taille supérieure de la molécule est à l’origine de la plus grande orientation de cette matrice.

Lors du plateau de plasticité et de la première partie du durcissement structural, le comportement des deux matériaux reste proche, cette partie de la déformation étant principalement régie par l’endommagement volumique dans les deux cas. Les cavités des deux matériaux passent par les mêmes étapes lors de leurs formations et de leurs développements. La rupture moins importante des molécules de T3000 doit limiter la cavitation de cette matrice, et déclencher la formation de la structure fibrillaire à des déformations plus faibles, vers ε33=0,85, comparés au CA 100 + THF 100 1:1 qui présente cette structure vers ε33=1,1. La matrice CA 100 + T3000 1:1 présente malgré tous une dernière différence, avec une rupture de ses lamelles cristallines plus faible, ainsi qu’une orientation plus importantes des chaînes de la phase cristalline, avec Fc=4,5 à la rupture, le CA 100 + THF 100 1 :1 ayant à la rupture Fc=3,2. Ce durcissement structural plus rapide explique la différence importante d’allongement à la rupture des deux matériaux.

175 Tableau III.5 : Évolution des facteurs d’orientation et de l’endommagement volumique des différentes matrices lors des étapes de la déformation viscoélastique et plastique.

176

2.5.5.2 Détermination des comportements vrais intrinsèques

Les lois de comportement des matériaux présentés dans les parties 2.2, 2.3 et 2,4 sont calculées en prenant en considération la striction des éprouvettes lors du calcul de la contrainte. On parle alors de comportement mécanique vrai. Il est possible, en plus de la striction, de prendre en considération l’impact de l’endommagement volumique, qui implique aussi une modification de la section du VER des éprouvettes. La contrainte calculée est alors la contrainte réelle subie par les matériaux, on parle de comportement mécanique vrai intrinsèque. Comme montré en figure II.51, la surface réelle de la matrice qui supporte la force appliquée lors de la déformation est inférieure à la surface de l’éprouvette, dû à la formation des cavités. La détermination des lois intrinsèques est donc importante pour une comparaison correcte des matrices.

Figure II.51: Représentation de la striction d’un matériau polymère endommagé, par Dahoun (2004) [43]

Grâce aux analyses par VidéoTraction™ il est possible de mesurer les déformations vraies axiales (ε33) et transverses (ε11 et ε22), ainsi que la contrainte axiale vraie (σ33). La déformation volumique εv peut alors être estimée par VidéoTraction™ avec εv= ε11+ε22+ε33, ou comme en partie 2.5.3.3 et 2.5.4.3, à partir des résultats de spectroscopie Raman in situ et de l’équation 1.4 du chapitre 1.

Le comportement vrai intrinsèque est alors calculable par :

𝜀₃₃𝑖 = 𝜀₃₃− 𝛾𝜀_𝑣 (2.3) 𝜎₃₃^𝑖 =^𝐹_𝑆𝑒^𝜀33^𝑖 = 𝜎₃₃𝑒^{(1−𝛾)𝜀}𝑣 (2.4) γ est un coefficient de correction, avec γ = ¹

2𝛽+1, β étant le facteur de forme propre à la géométrie des cavités. Dans le cas des craquelures, β→0, pour les sphères β→1 et pour les tubes β→∞.

Bien que la forme des cavités varie lors de la déformation plastique, il est possible de considérer qu’elles se développent en forme de tube dès le début de la déformation plastique. Comme montré par Ponçot et al,. (2013), les différences entre les valeurs du facteur de forme sont minimes et se distinguent seulement aux grandes déformations, quand l’endommagement est maximal [42]. Approximer la forme des cavités aux tubes orientés suivant la direction de traction, forme adoptée aux grandes déformations, est donc une bonne approximation du comportement vrai intrinsèque. La figure II.52 regroupe donc les comportements mécaniques vrais intrinsèques des matériaux CA 100 + THF 100 1:1 et CA 100 T3000 1:1.

177 Figure II.52: Comportement intrinsèque des matériaux CA 100 + THF 100 1:1 et CA 100 + T3000 1:1. L’endommagement

volumique employé pour le calcul est celui estimé par spectroscopie Raman en partie 2.5.3.3 et 2.5.4.3.

Les deux matériaux présentent un comportement vrai intrinsèque proche jusqu’à 𝜀₃₃^𝑖 =0,75. À partir de cette déformation, qui correspond au début de la formation de la structure fibrillaire du CA 100 + T3000 1:1, le CA 100 + THF 100 1:1 montre des niveaux de contrainte vraie intrinsèque supérieurs. La molécule de T3000, en accélérant la formation de la structure fibrillaire limite l’endommagement volumique de la matrice, implique une rupture à plus faible déformation et donc un comportement vrai intrinsèque moins intéressant même si la différence de contraintes vraies intrinséques entre les matrices reste faible. Ce résultat confirme le choix de la matrice CA 100 + THF 100 1 :1 pour l’élaboration des matériaux nanocomposites du chapitre 3.

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180

Chapitre 3 :

Elaboration et caractérisation des