composite carbone/époxy

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Vieillissement thermique d’un jonc composite carbone/époxy

Vieillissement thermique d’un jonc composite carbone/époxy

29 rue du Pré Gaudry, F-69007 Lyon jean_francois.larche@nexans.com RÉSUMÉ . Le vieillissement thermique d’un jonc composite carbone/époxy a été étudié dans l’air entre 160 et 220 °C par tomographie X, microscopie optique et flexion trois points. La thermo-oxydation de la matrice affecte une couche superficielle trop fine pour pouvoir altérer les propriétés mécaniques. La thermolyse de la matrice est donc le principal mode de dégradation. Elle conduit à la formation de longs microcanaux parallèles aux fibres dans les régions les plus riches en matrice du cœur du jonc. Leur multiplication et leur coalescence entraînent une chute progressive du module d’élasticité et, dès que le taux de porosité atteint une valeur critique de l’ordre de 3,6 %, une chute catastrophique de la contrainte à rupture. Sur la base de ces résultats, des équations reliant l’évolution des propriétés mécaniques à des critères d’endommagement dérivés du taux de porosité ont été établies.
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Optimisation des propriétés physiques d'un composite carbone époxy fabriqué par le procédé RFI

Optimisation des propriétés physiques d'un composite carbone époxy fabriqué par le procédé RFI

La détermination et l'optimisation des cycles furent pour la plupart basées sur des essaies expérimentaux, cependant, ces approches empiriques sont limitées par le matériau, et la géométrie du composite [64]. Beaucoup d'autres approches ont été développées pour obtenir un cycle optimal en temps, comme les abaques de G. Mychajluk [65] pour le procédé RTM, les diagrammes d'optimisation de P. Olivier [66] et les simulations par réseau de neurones de N. Rai [67]. Ces diérentes méthodes permettent d'apprécier l'évolution de la cinétique de cuisson, et contrôler la cuisson parfaite de la résine, mais surtout en un temps optimal de fabrication. Cependant, il est crucial que cet optimum de fabrication en temps puisse satisfaire à la fois les propriétés mécaniques attendues du matériau, notamment sa fraction volumique de bre V f , micros défauts. En eet durant la fabrication, des micros
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2015 — Influence de la temperature de coupe sur les propriétés mécaniques en traction uni-axiale d'un composite carbone/époxy et étude de l'usinabilité d'un composite lin/époxy

2015 — Influence de la temperature de coupe sur les propriétés mécaniques en traction uni-axiale d'un composite carbone/époxy et étude de l'usinabilité d'un composite lin/époxy

Enfin, Mullier (2014) observe l’influence de la température de coupe sur l’intégrité de surface et sur la résistance en flexion trois points et en flexion avec appuis rapprochés (short- beam, shear test). Il procède au détourage d’un stratifié carbone/époxy quasi-isotrope de 24 plis de 3,6 mm d’épaisseur. Il mesure la température de coupe à l’aide de thermocouples de type K placés sur l’arête de coupe. Dans un premier temps, il cherche à mettre en évidence l’influence de la température de coupe seule sur la résistance mécanique. Afin de minimiser l’endommagement mécanique et observer uniquement l’influence de la température de coupe, il décide d’utiliser un outil neuf qu’il préchauffe avant la coupe à différentes températures. Avec cet outil neuf, il observe un endommagement mécanique constant et n’observe aucun endommagement thermique ni aucune perte de performances mécaniques malgré une température de coupe qui excède jusqu’à 80°C la température de transition vitreuse. Ceci montre que la chaleur de coupe ne se transmet pas à la pièce de par l’acuité de l’arête de coupe (faible surface de contact) et de l’intégrité du revêtement de l’outil (peu de frottement et excellent conducteur thermique). La conclusion à tirer est que la chaleur de coupe est principalement évacuée par le copeau et par l’outil. Ces hypothèses sont corroborées par l’observation visuelle de l’intégrité de surface qui révèle une coupe propre et un endommagement invariable sur l’ensemble des échantillons produits.
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Utilisation de la thermographie infrarouge et de l'émission acoustique pour l'identification de l'endommagement d'un composite stratifié carbone-époxy

Utilisation de la thermographie infrarouge et de l'émission acoustique pour l'identification de l'endommagement d'un composite stratifié carbone-époxy

2. Identification de l’endommagement Les Figures 5, 6 et 7 présentent l’évolution temporelle de la température moyenne en surface de l’éprouvette au cours du temps (courbe bleue) pour les directions 0°, 45° et 90° respectivement. Sur la même échelle de temps est présentée l’amplitude des événements d’émission acoustique (points rouges).Dans les trois figures, on remarque tout d’abord une zone purement élastique durant laquelle la température moyenne est quasi constante et où il n’y a pas d’événements acoustiques remarquables. Cette étape dure environ 30 s pour les trois essais. Sur le plan thermique, on note ensuite la mise en place majoritaire de la réponse thermo-élastique induisant un faible réchauffement global à 0° et un refroidissement plus important pour les essais à 45° et 90°. Le composite carbone-époxy unidirectionnel présente en effet un coefficient de dilatation positif dans l’axe des fibres (3.4 x 10 -5 °C -1 dans l’axe longitudinale) et négatif hors des axes des fibres (-0.12 x 10 -5 °C -1 dans le sens transverse) [20]. Parrallèlement, on observe durant cette phase une activité sonore, notamment pour l’essai à 0° avec de nombreux événements compris entre 30 dB et 65 dB, dont l’amplitude et le nombre d’évènements augmentent dans tous les cas avec la contrainte appliquée. Ceci montre donc que, bien que cela n’influence pas nettement la réponse thermique, le matériau est bien déjà affecté à ce stade par des mécanismes irréversibles de dégradation. Si l’on met en regard les courbes de contrainte-déformation complètes dont on dispose, soit pour les essais à 45° et à 90°, on note que l’amorce de cette étape correspond bien au début de la non linéarité du comportement du matériau (contrainte axiale autour de 18 MPa (point A sur la figure 4 et 6) au bout de 28s pour l’essai à 45°, contrainte axiale égale à 6 MPa (point B sur la Figure 4 et 6) au bout de 30s pour l’essai à 90°, Figure 4).
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Détermination rapide de la limite de fatigue d'éprouvettes composites carbone-époxy tissés soumises à un impact basse énergie

Détermination rapide de la limite de fatigue d'éprouvettes composites carbone-époxy tissés soumises à un impact basse énergie

10 7. Conclusion L’amélioration de la compréhension du comportement mécanique en fatigue à grand nombre de cycles des matériaux composites carbone époxy tissés comprenant des défauts initiaux est un problème complexe. La limite de fatigue dans les sens chaîne d’un tissu composite carbone époxy impactées a été déterminée à partir d’essais d’auto-échauffement. L’analyse des mécanismes de dégradation nous a conduit à proposer un dépouillement simplifié des essais d’auto-échauffement par zone. Chacune des zones étant associées à un état d’endommagement initial différent, une expertise des différentes zones était nécessaire. Il convient de noter que l’emballement thermique des zones se produit pour un état de contraintes proches. On peut ainsi définir des moyennes et un écart type de la limite de fatigue. La limite d’endurance à 10 6 cycles déterminée à partir de la courbe de Wöhler est en accord avec celle issue de la méthode d’auto-échauffement. La détection des signatures thermiques des mécanismes intralaminaire et inerlaminaire demeure le point essentiel pour pouvoir utiliser la méthode d’auto-échauffement dans le cas des éprouvette impactées sensibles aux mécanismes de délaminage. La caractérisation de la limite d’endurance en traction et en compression de matériaux composites impactés par une méthode rapide dite d’auto- échauffement demeure un problème ouvert dans les cas complexes mêlant différents mécanismes de dégradation conduisant à différentes sources de dissipations.
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Utilisation de la thermographie infrarouge et de l'émission acoustique pour l'identification de l'endommagement d'un composite stratifié carbone-époxy

Utilisation de la thermographie infrarouge et de l'émission acoustique pour l'identification de l'endommagement d'un composite stratifié carbone-époxy

2. Identification de l’endommagement Les Figures 5, 6 et 7 présentent l’évolution temporelle de la température moyenne en surface de l’éprouvette au cours du temps (courbe bleue) pour les directions 0°, 45° et 90° respectivement. Sur la même échelle de temps est présentée l’amplitude des événements d’émission acoustique (points rouges).Dans les trois figures, on remarque tout d’abord une zone purement élastique durant laquelle la température moyenne est quasi constante et où il n’y a pas d’événements acoustiques remarquables. Cette étape dure environ 30 s pour les trois essais. Sur le plan thermique, on note ensuite la mise en place majoritaire de la réponse thermo-élastique induisant un faible réchauffement global à 0° et un refroidissement plus important pour les essais à 45° et 90°. Le composite carbone-époxy unidirectionnel présente en effet un coefficient de dilatation positif dans l’axe des fibres (3.4 x 10 -5 °C -1 dans l’axe longitudinale) et négatif hors des axes des fibres (-0.12 x 10 -5 °C -1 dans le sens
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2020 — Étude sur le perçage en montage flexible d'un composite unidirectionnel à fibres de lin et matrice époxy

2020 — Étude sur le perçage en montage flexible d'un composite unidirectionnel à fibres de lin et matrice époxy

Les composites à fibres naturelles (NFC) ont un fort potentiel pour remplacer les composites à fibres de verre dans la fabrication de certaines composantes dans l’industrie aérospatiale, automobile et électronique, pour ne nommer que celles-ci. Pour cela, percer des trous de haute qualité dans les NFC s’avère être nécessaire pour faciliter l’assemblage des pièces à la structure principale afin d’obtenir le produit final. Le procédé de perçage des NFC introduit des dommages qui compromettent leur intégrité structurale. À cet égard, un choix approprié de vitesse de coupe, vitesse d’avance et type de montage d’usinage est important pour faire des trous de bonne qualité dans ce matériau. Ce travail propose une étude expérimentale qui examine l’influence des paramètres de coupe sur la qualité des trous obtenus avec un procédé de perçage, en montage flexible (support partiel), de plaques stratifiées lin/époxy. Les résultats montrent que la combinaison de vitesses d’avance faibles et vitesses de broche élevées minimise le facteur de délaminage. Il apparaît également la possibilité de recourir au perçage avec support partiel pour produire des trous de bonne qualité. Finalement, afin de s’assurer que la tenue en service, sous sollicitation en flexion, n’est pas dégradée par l’opération de perçage, des essais mécaniques montrent que la qualité des trous produits avec les paramètres de coupe testés influence légèrement la résistance et le module d’élasticité en flexion.
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Étude du perçage à sec de l'empilage Ti6Al4V/Composite fibre de carbone

Étude du perçage à sec de l'empilage Ti6Al4V/Composite fibre de carbone

Entre chaque perçage, l’outil et le corps de l’outil sont refroidis par un jet d’air comprimé afin de ne pas fausser les mesures en perçant à l’aide d’un foret déjà chaud. Figure 108 : Implantation des thermocouples dans le composite T800 M21 Si les courbes obtenues par ce procédé ne sont pas continues dans le temps, cela est dû au fait que la mesure n’est pas effectuée correctement un certain nombre de fois. Ces points aberrants sont donc retirés des graphiques car non significatifs. Les erreurs de mesures peuvent être causées par de multiples causes ; la première est que les fils du thermocouple sont écrasés l’un contre l’autre, faussant la mesure. La seconde cause soulevée est que les fils thermocouple sont trop éloignés, l’arête ne permet pas de fermer le circuit électrique, la mesure ne peut donc être effectuée correctement. La dernière cause de mauvaise mesure peut être liée aux interférences électromagnétiques qui sont présentes au sein de la machine-outil et qui perturbent les signaux.
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Influence de la température sur les propriétés mécaniques et l’'endommagement d'’un composite carbone-thermoplastique

Influence de la température sur les propriétés mécaniques et l’'endommagement d'’un composite carbone-thermoplastique

Figure 4. (a) Distribution des contraintes à rupture suivant une loi de Weibull pour les essais de traction dans la direction longitudinale à 23, 110 et 200 °C (b) Contraintes caractéristiques et module de Weibull aux différentes températures Les valeurs des contraintes caractéristiques ainsi que le module de Weibull sont répertoriés dans la figure 4b. Les modules de Weibull sont à considérer avec prudence étant donné le faible nombre d’éprouvettes testées (10) et la forte non- linéarité de la courbe obtenue à 110 °C. L’ordre de grandeur est néanmoins en accord avec la valeur de 5.62 mesurée par Blassiau (2005) sur la fibre de carbone. Cette forte non-linéarité semble suggérer l’existence de deux mécanismes de rupture basés sur des familles de défauts ou de tailles de défauts différentes. Néanmoins, les contraintes caractéristiques suivent la même tendance que celle observée à partir des
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Analyse thermomécanique de l'endommagement en fatigue de stratifiés carbone/époxy: détermination de la limite d'endurance à partir d'essais d'auto-échauffement

Analyse thermomécanique de l'endommagement en fatigue de stratifiés carbone/époxy: détermination de la limite d'endurance à partir d'essais d'auto-échauffement

Résumé Cette thèse porte sur l’adaptation d’essais d’auto- échauffement et d’une méthode de détermination rapide de la limite d’endurance à des stratifiés à matrice époxy renforcée de fibres de carbone haute résistance. L’intérêt pour cette méthode a débuté il y a une vingtaine d’années, mais son utilisation est restée cantonnée essentiellement aux matériaux métalliques. Elle est fondée sur la mesure de la température moyenne en surface d’éprouvette pendant une série de blocs de chargement cyclique d’amplitude croissante. Ces mesures thermiques permettent de déterminer rapidement la limite d’endurance du matériau. Des essais d’auto-échauffement ont été réalisés sur des stratifiés carbone/époxy sous des conditions de chargement de traction/traction et la limite d’endurance de chacun des stratifiés testés a été déterminée en 3 heures à partir des courbes de température. Ces limites d’endurance sont cohérentes avec les résultats de fatigue classique obtenus sur les mêmes stratifiés. L’objectif de cette étude est principalement de
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Mise en œuvre de composites structuraux conducteurs par pulvérisation de dispersions NTC/résine époxy sur nappes fibres de carbone

Mise en œuvre de composites structuraux conducteurs par pulvérisation de dispersions NTC/résine époxy sur nappes fibres de carbone

Conclusion and Outlook In an introductory literature survey, it has been shown how the inhomogeneity of the electrical conductivity of laminated composite materials is one of the main obstacles this technology faces when applied to aircraft structures. Therefore, the rst goal of this work was to improve and homogenize the through-thickness electrical conductivity of CFRPs. As a solution, multiscale composites manufacturing was proposed through addition of carbon nanotubes to a standard composite. Yet, the literature review reported several obstacles prohibiting the use of state-of-the-art composite manufacturing techniques to this purpose. In this work, it has been proposed to solve theses issues of CNT ltering, increase of resin viscosity and upscalability through the use of an innovative spraying process. Thanks to the combined use of a calendering and spraying process, MWCNTs were dispersed in the epoxy matrix then sprayed on the dry ber plies and subsequently cured to produce CNT-doped CFRP.
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Résistance à la compression et au flambage des composites carbone/époxy à rigidité variable fabriqués par le procédé de placement automatique des fibres

Résistance à la compression et au flambage des composites carbone/époxy à rigidité variable fabriqués par le procédé de placement automatique des fibres

Many researches [3-12] have confirmed that by including the fiber orientation angle at each point of a composite structure as a design variable in their optimization framework, designers can better tailor their designs to meet the load constraints appropriately. However, during manufacturing of variable-stiffness laminated structures, AFP machines introduce inescapable defects into the final product. The most common AFP process- induced defects are overlaps (i.e., fiber-rich areas) and gaps (i.e., resin-rich areas). Current AFP machines are equipped with software that provides various approaches to limit the occurrence of these defects as well as to control their size and location within the structure [r]. Nevertheless, the effects of these manufacturing-induced defects on the mechanical performance of variable-stiffness composites are still not well known, which hinder the fulfillment of AFP potential. Thus, a better understanding of the influence of such defects on the mechanical properties of materials would be of great benefit to using variable-stiffness laminates and to expanding the field of AFP technology application. In this context, Wu et al. [13] numerically and experimentally investigated the buckling performance of tow-steered composite panels subjected to uniform end-shortening. The investigated panels consisted of 20 plies with curvilinear-fiber paths manufactured according to two fabrication strategies: tow-drop and overlap method. Results were compared with those of a [±45] 5s cross-ply baseline and showed that tow-overlaps strategy provided large improvements on buckling and post-buckling characteristics of tow-steered panels without a significant increase in structural weight.
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Composite stratifié hybride carbone/lin : caractérisation des renforts

Composite stratifié hybride carbone/lin : caractérisation des renforts

2.1 Description des tissus utilisés Deux différents tissus ont été utilisés dans cette étude : le lin et le carbone. Ils sont représentés sur les figures (Fig. 1 et Fig. 2) Le tissu de carbone est un sergé 2/2 et possède un grammage (masse par unité de surface) de 189 g/m². Quant au tissu de lin, son grammage est de 240 g/m². Il est constitué de mèches blanches et grises suivant le sens trame ou chaine. Contrairement au carbone, il a une armure de type toile et est tissé d’une manière assez complexe.

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Comportement en milieu oxydant d’un composite carbone/carbone pour applications structurales entre 150 et 400°c dans l’aéronautique civile

Comportement en milieu oxydant d’un composite carbone/carbone pour applications structurales entre 150 et 400°c dans l’aéronautique civile

En réalisant des essais de traction sur un C/C 2,5D densifié par CVI, E. Duvivier [Duvivier 1997] observe quant à lui une variation importante des propriétés du composite pour des taux d'oxydation faible, entre 0 et 5%. En revanche, entre 5 et 10% le comportement est moins affecté. Des essais de traction avec cycles de charge et décharge ont également été réalisés. Toutefois, la dispersion des résultats ne permet pas d'établir des corrélations solides entre l'évolution de l'endommagement et les conditions d'oxydation. La contrainte à la rupture passerait toutefois de 110 MPa à 0,5% de déformation à 67 MPa à 0,3% de déformation après 5% d'oxydation. L’auteur note également que pour une perte de masse de 5%, l'oxydation catalysée n'est pas la condition la plus endommageante vis à vis du comportement mécanique, surtout à basse température (Figure 44). De même, une oxydation sous air humide serait moins endommageante que sous air sec dans la mesure où la présence d’humidité permettrait l’activation d’impuretés situées à proximité du matériau. En présence de catalyseur, et d’autant plus en présence d’eau, l’augmentation de la réactivité conduit à une consommation plus importante de l’oxygène à la surface du composite, limitant ainsi sa diffusion à cœur. Le régime globale d’oxydation du composite peut être considéré comme limité par la diffusion des espèces oxydantes. En l’absence de catalyseurs et à basse température, la cinétique d'oxydation est plus lente mais la dégradation a lieu préférentiellement aux interfaces entre les fibres et la matrice, limitant ainsi les transferts de charges. La moindre attaque localisée aux interfaces amène alors un plus fort abaissement des propriétés mécaniques à rupture du composite.
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Caractérisation et modélisation du comportement thermomécanique d'un composite 3D carbone/carbone : étude du comportement aux interfaces à haute température

Caractérisation et modélisation du comportement thermomécanique d'un composite 3D carbone/carbone : étude du comportement aux interfaces à haute température

Rappel des objectifs Contexte de la thèse Les composites C/C sont des matériaux constitués d'un renfort breux et d'une matrice en carbone graphitique. Ces matériaux trouvent leurs applications dans l'aéro- spatiale, sous des conditions d'utilisation extrêmes. Le matériau étudié ici, appelé 3D C/C, pré- sente une architecture tri-orthogonale composée de bres haut module M40 et densiée par py- rolyse de brai (gure 5.43). Ce matériau est utilisé en tant que bouclier thermique et protection à l'ablation du fait de ses propriétés avantageuses à haute température. Divers travaux de ca- ractérisation mécanique ont été réalisés sur le 3D C/C à l'ambiante [Poss, 1982, Rémond, 1984] et à très haute température [CEA, 2004]. Suivant les renforts, le matériau présente un compor- tement linéaire élastique fragile en traction et un comportement faiblement endommageable en compression. Cependant, en dehors des axes de renfort, les propriétés mécaniques sont extrê- mement réduites et le comportement est fortement endommageable. Des modèles d'endomma- gement phénoménologiques ont été développés pour le 3D C/C. Malgré leur distance envers les mécanismes réellement présents dans un tel matériau, ils ont permis de reproduire ecacement le comportement macroscopique du matériau. Cependant, ce type d'approche ne permet pas de faire le lien entre les mécanismes à l'échelle mésoscopique et les propriétés eectives du com- posite. Elle ne permet donc pas d'anticiper l'eet d'un éventuel changement de constituant, l'évolution des propriétés avec la température, ou d'intégrer la forte contribution des eets de bord sur le comportement à rupture du matériau [Davy, 2001, Ladevèze et al., 2000]. En 2004, un premier modèle éléments nis a été construit autour du plus petit élément périodique du composite, intégrant des éléments cohésifs aux interfaces [Didiot et al., 2004]. Il permet des calculs d'homogénéisation et des études de sensibilité envers la forme des octets de matrice. Il apporte également une explication aux nombreuses décohésions du matériau en simulant le refroidissement après la phase de densication. Jusque-là, les modèles utilisés restent loin des propriétés du matériau et des mécanismes d'endommagement réellement présents dans le 3D C/C. Ils n'ont pas permis de simuler les essais complexes réalisés à l'échelle macroscopique (tractions, torsions, etc.). Également, les interfaces autour des renforts jouent un rôle majeur, il y a donc sur ce point un besoin concret de caractérisation du comportement mécanique. Il en va de même pour l'expansion thermique du composite et de ses constituants, phénomène fortement lié aux interfaces. Ainsi, il existe tout un champ de recherche applicable au matériau, autour du comportement des interfaces, allant de la caractérisation à la modélisation.
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2012 — Étude comparative sur la propagation de l'endommagement après impact des composites carbone/époxy renforcés par piquage au fil Kevlar et TI-NI

2012 — Étude comparative sur la propagation de l'endommagement après impact des composites carbone/époxy renforcés par piquage au fil Kevlar et TI-NI

Table 5.1b also contains the mechanical properties of both the Kevlar and the TiNi threads. The Young’s moduli of both threads were determined from tensile testing (see Fig. 5.2). The superelastic behavior of the TiNi thread was modeled using the ANSYS TB,SMA material law, which requires the following inputs: σMS, σMF, σAS, σAF, εL and Eaus (Fig. 5.10). The constants stand for: the starting and final stresses of the forward phase transformation, the starting and final stresses of the reverse phase transformation, the maximum superelastic plateau strain and the Young’s modulus in the austenitic phase, respectively. These constants and the simulated superelastic tensile curve are shown in Fig. 5.10, as well as the experimental curves. Prior to solving the model, a pretension (initial strain) was imposed on the stitching threads’ solid elements to account for the preload induced during stitching (round dot in Fig. 5.10). The initial stress state was then computed for the entire model and the resulting stresses were subtracted in all the subsequent calculations of the failure criteria. The subtraction of the initial stresses was made only in the directions whose mechanical properties are governed mainly by the matrix: y, z and yz. This operation reflects the particularities of the composite manufacturing process. Since the resin is infused into the already stitched carbon fabric panels, the cured matrix is free of stresses created by stitching contrary to the stacked carbon fabric plies. For the same reason, the Poisson ratios of both threads were set at 0.01, for neglecting the transverse dilatation of the stitch elements during the initial solution (application of the initial strain).
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Performance mécanique d'un composite carbone/PPS sous environnement hygrothermique

Performance mécanique d'un composite carbone/PPS sous environnement hygrothermique

Les propriétés mécaniques apparentes de ce matériau composite orthotrope changent naturellement en fonction de l’orientation de la sollicitation par rapport aux directions des renforts. Par conséquent, le sens de cisaillement plan (45°) (Fig. 1) et le sens chaine (0°) (Fig. 2) sont deux orientations essentielles à caractériser. Bien que le fournisseur nous ait indiqué que le tissu soit équilibré, nous avons souhaité également réaliser des essais dans le sens trame (90°) (Fig. 2) pour confirmer (ou non) cette hypothèse. La géométrie des éprouvettes pour les essais de cisaillement est de type rectangulaire de dimensions 250 mm×25 mm×1.5 mm. Cette géométrie est également utilisée pour la caractérisation de la teneur en eau. La géométrie des éprouvettes orientées à 0° et 90° comporte un rayon de courbure supplémentaire (Fig. 2) [8] afin d’assurer une rupture dans la partie centrale de l’éprouvette lors d’un essai de traction.
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2018 — Comportement en fatigue à la traction des composites tissés carbone/époxy sous l'effet de la température, l'humidité et la fréquence de chargement : Essais et modélisation

2018 — Comportement en fatigue à la traction des composites tissés carbone/époxy sous l'effet de la température, l'humidité et la fréquence de chargement : Essais et modélisation

CONCLUSION Ce projet de recherche visait principalement à étudier l’influence des conditions opérationnelles telles que l’environnement (humidité, température) et la fréquence de chargement cyclique sur l’initiation de la propagation de la délamination d’un matériau composite structural aéronautique carbone/époxy quasi isotrope, de type tissé à armure toile, contenant un défaut artificiel sous un chargement axial en traction-traction. De plus, en vue de l’ultime objectif de la prédiction du comportement de l’endommagement des composites tissés en fatigue, ce projet visait aussi de proposer un modèle phénoménologique fondé sur la dégradation de rigidité et réaliser une modélisation par la méthode des éléments finis à l’échelle mésoscopique en utilisant la méthode d’homogénéisation pour un composite stratifié tissé afin d’étudier l’effet de la présence des mécanismes d’endommagement sur les propriétés mécaniques des stratifiés composites tissés. Et enfin, d’utiliser un modèle multi- échelle pour étudier l’impact d’un défaut interne de délamination sur les champs de contrainte de l’éprouvette d’essais. Cette étude s’est déroulée en deux étapes principales.
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Comportement immergé d'un composite Carbone/Epoxy sous contrainte de traction statique

Comportement immergé d'un composite Carbone/Epoxy sous contrainte de traction statique

Abstract The coupling between tensile stress and water diffusion in composites represents a major issue in many marine applications (racing boats, offshore, marine energy installations, etc). Nevertheless, even if these behaviours are well documented as separate subjects or as partially coupled phenomena, there are still very few data on fully coupled mechanisms. This study aims to understand what governs the coupled behaviour, by studying the water diffusion in carbon/epoxy composites under static tensile stress. As a reference, the coupling is first studied on neat resin samples to characterise the matrix. Then the study focuses on composites with two types of woven fibre orientations: one at ±45°, in order to understand the coupling effects on composites loaded away from the reinforcement direction and another quasi-isotropic to get properties along the fibres. For each material we used the same approach: first, the tensile tests, damage propagation and water diffusion were studied separately. In a second section, the study focuses on semi- coupled effects: water diffusion after damage introduction and tensile behaviour after ageing showing properties’ changes for +/-45° samples contrary to resin and quasi-isotropic composite. The final part of the study examines coupled phenomena and highlights variations compared to uncoupled behaviour for all the sample types.
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2016 — Évaluation des performances mécaniques de raidisseurs en "T" carbone-époxy préformés à l'aide de la couture "one-sided"

2016 — Évaluation des performances mécaniques de raidisseurs en "T" carbone-époxy préformés à l'aide de la couture "one-sided"

résine époxy pour assurer une distribution du chargement uniforme et enlignées dans le sens du déplacement de la traverse. Ensuite, deux plateaux rigides ont été choisis pour comprimer le spécimen afin d’éviter la rotation des extrémités du raidisseur. Finalement, l’axe neutre théorique du raidisseur, déterminé par la théorie des poutres, a été enligné avec le centre des plateaux. Les raidisseurs avaient une longueur libre de 350 mm. Le banc d’essai est équipé d’une cellule de charge de 500 kN. Une vitesse d’acquisition de 1 Hz a été choisie pour la lecture du déplacement de la traverse. Les raidisseurs ont été instrumentés pour déterminer le début du flambage et pour observer leur comportement en post-flambage. Deux paires de jauges de déformation SGD-3/350-LY11 ont été installées dos à dos sur le voile pour observer l’initiation du flambage. Une vitesse d’acquisition de 1Hz a été utilisée pour les jauges. Elles ont été positionnées au quart et à la moitié de la longueur du raidisseur. Un système de mesure tridimensionnelle des déformations, ARAMIS®, a également été utilisé pour obtenir le déplacement de la semelle et pour étudier le comportement post-flambage des raidisseurs. La calibration du système, suivant la procédure du fabricant, a assuré la validité des résultats. Une vitesse d’acquisition de 2 Hz a été sélectionnée sur ce système. Un motif mouchetis a été peinturé sur la semelle, à l’aide de peinture en aérosol, pour permettre la
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