Matériaux,description des essais et méthodes d’analyse des données WAXS

Télécharger le fichier original (Mémoire de fin d’études)

Synthèse

L’étirage biaxial équilibré conduit donc à une isotropie dans le plan et à une mi-crostructure qui peut être moins riche qu’en traction uniaxiale. En eﬀet, l’ensemble des études sur la traction biaxiale du PET [145, 148, 150–152] révèle uniquement la présence d’anneaux de diﬀraction. Comme pour la traction uniaxiale, il est observé qu’une mi-crostructure organisée se forme mais est incomplète si on la compare au cristal associé au PET. Il apparaît donc que l’extension des chaînes de manière isotrope n’autorise que certaines interactions entre les chaînes. L’observation de la diﬀraction liée à la famille de plan (011) démontre que les interactions de type dipôle-dipôle sont créées au cours de la déformation. Enfin la relaxation permet à la phase organisée de se perfectionner si l’orientation des chaînes est suﬃsante mais si une phase organisée est induite au cours de l’étirage alors celle-ci entrave la relaxation et donc la possibilité de croissance. En ce qui concerne l’organisation à l’échelle de plusieurs segments, une périodicité des éléments n’est observée que dans le cas où l’échantillon subit un recuit après biétirage [145]. Dans ce cas, une longue période est déterminée mais les clichés SAXS ne révèlent pas d’orientation particulière dans le plan de la phase organisée[145].

Conclusion

L’étirage du PET amorphe induit le développement d’une phase organisée. Une phase précurseur qui n’est pas le cristal parfait dans les étapes de durcissement. La déforma-tion fait se développer les interactions entre chaînes voisines. L’orientation est pilotée par le chargement. Ainsi la microstructure du matériau est isotrope à l’issue d’une traction biaxiale équilibrée et orientée dans le sens de la traction en condition uniaxiale. Lorsque les chaînes sont suﬃsamment orientées, localement, les segments stabilisent leurs interactions (dipôle-dipôle ou dipôle aromatique) entre eux. En conséquence, des périodicités se déve-loppent et une phase organisée est alors observée par diﬀraction des rayons X notamment. Cependant, les interactions qui sont créées bloquent la mobilité des segments de chaîne impliqués. En conséquence ils ne peuvent continuer à accroître le nombre de leurs interac-tions. La formation de l’ensemble des périodicités liées à la structure cristalline du PET est empêchée. Finalement, la phase dite organisée est apparentée à une phase cristalline incomplète. Une phase de relaxation permet à la phase organisée de se perfectionner si les chaînes dans la phase précurseur sont suﬃsamment orientées et si une phase organisée n’a pas encore été induite (à moins que la température soit suﬃsamment éloignée de celle de la transition vitreuse). Tout se passe comme si un niveau de déformation conduisait à une microstructure limite qui n’est pas totalement cristalline. Si le niveau est suﬃsant cette limite est atteinte pendant la traction. Sinon une relaxation post-étirage l’autorise.
A la vue de l’étude proposée et des données présentes dans la littérature, il apparaît que l’étirage du PET est insuﬃsant pour obtenir une phase cristalline (c’est à dire une phase organisée avec l’ensemble des périodicité associées). Dès lors, il est diﬃcile de définir un paramètre cristallin (taux ou indice de cristallinité) pour une déformation donnée. En eﬀet, c’est l’histoire thermomécanique du matériau et non la déformation imposée qui définit l’état final de la microstructure. Enfin, pour un modèle de comportement il est donc nécessaire de définir un paramètre autre que la déformation afin de prendre en compte la cristallisation induite par la déformation.
Modélisation du comportement mécanique du PET et du caoutchouc naturel réticulé avec prise en compte de la cristallisation induite par la déformation Les données de la littérature et les études expérimentales présentées dans les chapitres 3 et 4 démontrent que l’utilisation d’un unique descripteur physique (l’extension prin-cipale) ne permet pas de définir complètement l’état du matériau à un instant donné. En eﬀet, c’est l’histoire thermomécanique complète du matériau qui permet de définir sa microstructure (présence ou non d’une phase organisée ou cristalline) à un instant donné. En parallèle, un taux de cristallinité mesuré post mortem après déformation n’est pas forcément représentatif de l’état du matériau en cours d’étirage. Enfin, la microstructure induite, et donc impliquée dans le durcissement, n’est pas un cristal issu du schéma clas-sique germination-croissance.
En conséquence, il est nécessaire de d’abord définir les paramètres représentatifs de la cristallisation induite et de son eﬀet mécanique. Une étude bibliographique présente, dans la suite, les stratégies employées dans la littérature (notamment pour générer le durcissement lié à la cristallisation induite) et les résultats obtenus par les modélisations antérieures du comportement mécanique des deux matériaux.
Notre approche est présentée par la suite. Le modèle proposé prend en compte les variations de la microstructure à l’échelle macroscopique qui peuvent se produire au cours de la déformation. Deux paramètres permettent d’induire le phénomène : un critère éner-gétique représentant une réorganisation du réseau moléculaire et une cinétique de création d’interactions inter-moléculaires représentative de l’apparition et du développement de la nouvelle phase organisée ou d’une phase cristalline. Le modèle proposé est appliqué aux deux matériaux et son eﬃcacité discutée.

Table des matières

Introduction
1 Étudebibliographique
1.1 Lesmatériaux:lecaoutchoucnatureletlePET
1.1.1 Lecaoutchoucnaturel.
1.1.2 LePET
1.2 Deladéformationàlaformationd’unephasecristalline
1.3 Cristallisationinduiteparladéformationdescaoutchoucsnaturelsréticulés14
1.3.1 Maillecristalline.
1.3.2 Cristallisationthermiqueducaoutchoucnaturel
1.3.3 Orientationdesmoléculesaucoursdeladéformation
1.3.4 Cristallisationinduiteparladéformation
1.3.5 Del’importancedelacristallisationinduiteparladéformationsur le comportementmécaniquedumatériau
1.4 CristallisationinduiteparladéformationduPET
1.4.1 Maillecristalline.
1.4.2 CristallisationthermiqueduPET.
1.4.3 Del’orientationdeschaînesàlaformationd’unephasecristalline.
1.4.4 Naturedelaphasecristallinequisedéveloppeaucoursdeladéfor- mation
2 Matériaux,descriptiondesessaisetméthodesd’analysedesdonnées WAXS
2.1 Matériauxétudiés
2.1.1 Caractérisationducaoutchoucnaturel.
2.1.2 LesPET
2.2 Essais in situ : miseenplaceetanalysedesdonnées.
2.2.1 Présentationdelamachined’essaiTRACY
2.2.2 Acquisitionettraitementdesdonnées
2.3 AnalysedesclichésWAXS
2.3.1 Analysedesclichésrelatifsauxessais in situ sur lecaoutchoucna- turel réticulé.
2.3.2 Analysedesclichésrelatifsauxessais in situ sur lePET
3 Cristallisationinduiteparladéformationducaoutchoucnaturelréticulé sous tractionetcisaillementcombinés
3.1 Méthodeexpérimentale
3.2 Rotationdelaphasecristallineetétudedesdéformationspropres
3.2.1 Calculdelabasedesdéformationsprincipales
3.2.2 Calculdelarotationdelaphasecristalline
3.2.3 Comparaisondelarotationdesdirectionsdesdéformationsprinci- pales etdelaphasecristalline
3.3 Évolutiondelaphasecristallineentractionetcisaillement
3.3.1 Évolutiondelacristallinité
3.3.2 Évolutiondestaillesdecristallites
4 Étudeetcaractérisationdelacristallisationinduiteparladéformation du PET
4.1 Développementd’unephaseorganiséeentractionuniaxiale
4.1.1 Courbesmécaniques
4.1.2 Étudedelamicrostructureinduite
4.1.3 Del’importanced’uneétapederelaxationpourlaformationd’une phase cristalline
4.1.4 Synthèse
4.2 Développementd’unephaseorganiséeentractionbiaxiale.
4.2.1 Protocoleexpérimental.
4.2.2 Courbesmécaniques
4.2.3 Étudedelamicrostructureinduite
4.2.4 Synthèse
5 ModélisationducomportementmécaniqueduPETetducaoutchouc naturel réticuléavecpriseencomptedelacristallisationinduiteparla déformation
5.1 Étatdel’artconcernantlamodélisationducomportementmécaniqueavec prise encomptedelacristallisationinduiteparladéformation.
5.1.1 Modèlesphénoménologiques.
5.1.2 Modèlesanalogiques
5.1.3 Modèlesthermodynamiques.
5.1.4 Modèlesmicro-mécaniques
5.1.5 Conclusion
5.2 Modélisationvisco-hyperélastique
5.2.1 Définitiondumodèle
5.2.2 Cinétiquesd’évolutiondelamicrostructure
5.2.3 Stratégied’identification
5.3 Résultatsdel’identification
5.3.1 Résultatssurlescaoutchoucsnaturelsréticulés
5.3.2 RésultatssurlePET
5.3.3 Comparaisonetinfluencedesparamètres
Conclusion générale1
Annexes
A Potentield’Edwards-Vilgisenfonctiondesextensionsprincipales
B Écriture3Ddumodèle
B.1 Cinématique
B.2 Thermodynamique.
C Écrituredesdérivéespartielles
D Paramètresissusdel’identificationpourlescas1à4etpourunevitesse
d’étirage de0,05s−1 sur le caoutchoucnaturel
E Paramètresissusdel’identificationpourlesessaissurlePETà90 °