Traction monotone

2.1.1 Etat de contrainte et raideur

Comme il a été rappelé ci-dessus, la diminution de la densité de chaînes actives, qu’entraine la prédominance de la scission de chaînes, serait à l’origine de la perte de raideur du matériau au cours du vieillissement. Cela se manifeste dans le mélange 100 ATH par la décroissance des contraintes : Les courbes de traction (Figure 157) montrent qu’au cours du vieillissement l’état de contrainte dans les éprouvettes diminue pour un niveau de déformation donné.

Figure 157 – Courbes de traction du mélange 100 ATH neuf et vieillis

Cette perte de raideur se traduit également par la diminution du module de traction (Figure 136) : Sa valeur diminue de 34 % après 40h de vieillissement.

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Figure 158 – Evolution au cours du vieillissement du module de traction du mélange 100 ATH - Moyennes et écarts-types sur 5 mesures

Il est toutefois à noter que le module de traction reste constant entre 30h et 40h, laissant supposer que d’autres paramètres que la concentration de chaînes actives doivent être considérés pour pleinement expliquer l’évolution du comportement à la traction. Il a été supposé par [12] qu’une augmentation du module d’un EPDM contenant des charges ATH, ayant subis un vieillissement thermique dominé par de la scission de chaines, provenait d’une augmentation des interactions entre les charges et la matrice. Un tel phénomène, concurrençant l’effet de la rupture des chaînes du réseau, pourrait expliquer l’arrêt de la décroissance du module de traction du mélange 100 ATH entre 30h et 40h.

2.1.2 Contrainte à la rupture

Cette diminution des propriétés mécaniques du mélange se manifeste également dans son comportement en grandes déformations et à la rupture : La contrainte à la rupture du mélange 100 ATH diminue au cours du vieillissement (Figure 159). Sa valeur décroit de 55 % après 40h de vieillissement.

Celette et al [4, 5] et Mendes et al [6] ont justifié cette diminution comme étant la conséquence de la prédominance du phénomène de scission de chaînes. Klüppel et al [7] précisent cette justification en ajoutant l’hypothèse que les chaînes pendantes peuvent réduire la contrainte à la rupture. La diminution de la contrainte à la rupture du mélange 100 ATH proviendrait donc de la diminution de la densité de chaînes actives et de l’augmentation des chaînes pendantes dans le réseau au cours du vieillissement.

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Figure 159 – Evolution de la contrainte nominale à la rupture au cours du vieillissement du mélange 100 ATH - Moyennes et écarts-types sur 5 mesures

2.1.3 Déformation à la rupture

La déformation à la rupture du mélange 100 ATH diminue au cours des vingt premières heures de 38 %, puis reste plus ou moins constante entre 20h et 40h (Figure 160).

Figure 160 – Evolution de la déformation nominale à la rupture du mélange 100 ATH au cours du vieillissement - Moyennes et écarts-types sur 5 mesures

L’interprétation des variations d’élongation à la rupture est un exercice délicat, de par le fait qu’interviennent de nombreux facteurs déterminants, dont les influences peuvent être opposées : Des modèles basés sur l’élasticité caoutchoutique ([34], [42]) prédisent une déformation à la rupture inversement proportionnelle à la densité de réticulation, dans le cas théorique d’un réseau parfait, réticulé et non chargé. Ainsi, pour des réseaux élastomères non vieillis, plus la densité de chaînes actives est faible plus la capacité du réseau à se déformer est élevée, ce qui se manifeste par une augmentation de la déformation à la rupture.

Les résultats de ces modélisations ont été confirmés expérimentalement, pour des temps de vieillissement courts, par Shabani [12], Hsu et al [23], Calvreul et al [15].

D’autres auteurs ont confirmé cela en montrant que l’augmentation de la densité de réticulation limite l’extension des chaînes du réseau [8, 9] et conduit à une diminution de la déformation à la rupture [10, 11].

161 Cependant de nombreux articles traitant du vieillissement des copolymères éthylène-propylène (Celette et al [4], Shabani [12], Assink et al [13], Ben-Hassine [10], Celina et al [14], Gilen et al [16], Clavreul et al [15], Planès et al [17], Ito et al [19], Delor et al [20], Zhang et al [21], Ekelund et al [22], Hsu et al [23]), ont montré que la prédominance de la scission de chaînes entraine une diminution de la déformation à la rupture. Pour expliquer ce résultat, il a été considéré que dans le cas d’un élastomère soumis à de la traction, la rupture s’amorce à partir de défauts et se propage par leur coalescence (Gent et al [24], Gent et al [25], Eirich et al [26]). Il a alors été supposé que la dégradation du réseau par rupture des chaînes, lors du vieillissement, se fait de façon hétérogène et entraine la formation de défauts qui, lors de la sollicitation de traction, forment des concentrations de contraintes et amorcent la rupture prématurée de l’éprouvette (Nait-Abdelaziz et al [27], Planes et al [18], Shabani et al [12], Bueche et al [29], Choi et al [41], Roland et al [40]). Ces défauts peuvent être des hétérogénéités dans la répartition des nœuds de réticulation, dans la distribution de la longueur des chaînes (Mark et al [43], Halpin et al [28]), ou bien des chaînes pendantes ou libres et enchevêtrées. Dans le cas d’une prédominance de la scission de chaines lors d’un vieillissement, la diminution de la déformation à la rupture serait donc plus représentative de la formation et la coalescence (par cavitation, fissuration) de défauts de diverse nature que de la variation du nombre de chaînes actives.

La diminution de la déformation à la rupture du mélange 100 ATH au cours des 20 premières heures serait alors la conséquence de la formation d’hétérogénéités dans le réseau, induit par la prédominance de la rupture de chaînes. Le fait que sa valeur reste constante entre 20h et 40h pourrait alors être interprété comme la conséquence de la concurrence entre la formation de défauts et la diminution de la densité de chaînes actives, qui serait alors à partir de 20h suffisamment conséquente pour apporter un gain d’élongation au réseau. D’après Planes et al [18], à partir d’un certain état de dégradation du réseau, il pourrait également s’ajouter un phénomène de décohésion des charges de la matrice élastomère, qui contribuerait à l’augmentation de la déformation à la rupture.

2.1.4 Energie de rupture

Ces résultats de traction montrent donc que la prédominance de la scission des chaînes entraine une diminution de la raideur et une perte de la résistance à la rupture du mélange 100 ATH. Cette dernière est quantifiable au travers de la décroissance de l’énergie de rupture, qui correspond à l’énergie mécanique qu’il est nécessaire d’apporter à l’éprouvette pour qu’elle se rompe (Figure 161). Sa valeur est égale à l’aire sous la courbe contrainte-déformation, conférant à cette propriété la particularité de considérer, sans distinction, le niveau d’effort dans le matériau et son élongation jusqu’à la rupture de l’éprouvette. Ceci peut conduire à ce que l’énergie de rupture ne rende pas compte d’une disparité importante entre la valeur des contraintes et le niveau de déformation, la valeur élevée de l’un pouvant masquer la faible valeur de l’autre. Cependant ici, la diminution de l’énergie de rupture (de 69% après 40h de vieillissement) est due à la diminution simultanée des contraintes et de la déformation.

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Figure 161 – Evolution de l’énergie de rupture en traction du mélange 100 ATH au cours du vieillissement - Moyennes et écarts-types sur 5 mesures

2.1.5 Conclusion

Ces résultats de traction monotone ont permis de mettre en évidence que l’évolution du comportement mécanique du mélange 100 ATH, et en particulier de l’élongation à la rupture ainsi que du module de traction, ne peut être justifiée par la seule diminution de la densité de réticulation : la formation de défauts et d’hétérogénéités, la forte proportion de fraction soluble et son influence sur la réponse mécanique doivent être considérées, de même que la présence des charges et leurs interactions avec la matrice EPDM. Des essais supplémentaires sont donc nécessaires pour pleinement comprendre ces résultats et affiner la caractérisation du matériau.