Comportement en fatigue anisotherme des composites unidirectionnels à matrice titane renforcée

Comportement en fatigue anisotherme des composites unidirectionnels à matrice titane renforcée

Comportement du composite SCS-6/Ti6242 en fatigue mécano-thermique

Les figures III.7 et III.8 représentent respectivement les évolutions de la déformation mécanique et plastique minimales et maximales, pendant l’essai référencé HTID172. On remarque que celles-ci augmentent avec la contrainte appliquée. Par contre, elles restent presque constantes au sein d’une mˆeme séquence de chargement apr`es 2 ou 3 cycles. Cet essai a montré aussi que la déformation mécanique limite admissible dans le sens des fibres par le composite est d’environ 0, 9 % sous sollicitation anisotherme `a contrainte croissante. Les mˆemes tendances ont été observées pour les variations de l’amplitude de la déformation mécanique et plastique représentées respectivement par les figures III.9 et III.10. La figure III.11 présente les évolutions des déformations mécaniques minimales et maximales en fonction du nombre de cycles, pour les niveaux de contraintes appliquées 925 MPa, 950 MPa et 975 MPa. On remarque que les niveaux de déformations dépendent de la valeur de contrainte appliquée. En effet, le composite se déforme davantage quand la contrainte appliquée augmente. Cette figure montre aussi une différence de comportement du matériau composite entre les trois essais réalisés. Les évolutions des valeurs extrˆemes de la déformation mécanique mettent en jeu trois régimes, pour l’essai réalisé `a la contrainte maximale de 950 MPa. Dans un premier temps, les déformations mécaniques augmentent progressivement. Cette lég`ere augmentation peut ˆetre associée `a la rupture prématurée des fibres endommagées au sein du composite et `a la plasticité cyclique de la matrice. Celleci relaxe les contraintes, ce qui va entraˆıner une surcharge progressive et homog`ene des fibres. La surcharge progressive des fibres se manifeste macroscopiquement par l’apparition d’un phénom`ene de rochet mécanique. L’essai mené `a la contrainte de 975 MPa ne comporte que ce stade. Dans un deuxi`eme temps, les niveaux de déformations baissent. Ce phénom`ene caractérisant un durcissement global du composite, est lié `a un endommagement de la matrice. Les déformations augmentent de nouveau vers la fin de durée de vie. Ce dernier régime de fatigue est caractérisé par la rupture finale des renforts encore intacts. Pour l’essai réalisé `a la contrainte maximale de 925 MPa, les valeurs des déformations mécaniques minimale et maximale augmentent progressivement au début de l’essai puis tendent `a se stabiliser au fur et `a mesure que le nombre de cycles augmente. Il en est de mˆeme pour l’essai réalisé `a la contrainte maximale de 900 MPa. Les évolutions des déformations mécaniques minimale et maximale pour cet essai, sont présentés sur la figure III.12 en raison du nombre important de cycles. Les figures III.13 et III.14 tracent les évolutions de la déformation plastique minimale et maximale en fonction du nombre de cycles, pour les mˆemes essais. Ces figures montrent la présence des différents régimes commentés ci-dessus. Les figures III.15, III.16, III.17 et III.18 présentent les évolutions des variations de déformation mécanique et plastique en fonction du nombre de cycles, respectivement pour les trois essais réalisés `a 925 MPa, 950 MPa et 975 MPa et pour l’essai mené `a 900 MPa. A l’inverse des valeurs extrˆemes, l’amplitude de la déformation mécanique et plastique n’évolue pas beaucoup au cours de l’essai de fatigue mécano-thermique.  Apr`es un saut au premier cycle, l’amplitude de la déformation mécanique et plastique augmente lég`erement jusqu’`a la fin pour l’essai mené `a 975 MPa, alors que pour les essais réalisés `a 950 MPa, 925 MPa et 900 MPa, on note une valeur constante tout au long de l’essai avec une augmentation de ∆ǫ vers la fin de l’essai pour le niveau 950 MPa et une diminution pour le niveau 925 MPa. Les figures III.19 et III.20 présentent les boucles de comportement contraintedéformation pour les deux premiers cycles de fatigue obtenues sur le composite SCS-6/Ti6242, respectivement pour les niveaux de contraintes 925 MPa et 975 MPa. Les déformations plastiques et mécaniques y sont reportées. On remarque que la déformation mécanique augmente linéairement avec la contrainte jusqu’`a la température de 200 ◦C. Un écrouissage se produit lorsque la température passe de 200 ◦C `a 450 ◦C. Ce phénom`ene est relié au chargement progressif des fibres due `a la relaxation des contraintes dans la matrice qui se plastifie entre ces deux températures. Une importante déformation plastique est observée au premier cycle de fatigue mécanothermique pour les deux niveaux de chargement, ce qui confirme le saut observé dans les évolutions des déformations plastiques présentées par les figures III.13 et III.14. Cette déformation plastique, dépendante du niveau de contrainte appliquée, devient assez faible pour les cycles suivants et tend `a se stabiliser. Enfin, le déchargement s’effectue aussi de fa¸con linéaire `a partir de la température de 450 ◦C.

Mécanismes d’endommagement du composite SCS-6/Ti6242 en fatigue mécano-thermique

L’observation des faci`es de rupture des éprouvettes testées en fatigue mécanothermique met en évidence une forte dépendance des mécanismes d’endommagement mis en jeu avec la contrainte maximale appliquée. Pour les forts niveaux de chargement (σmax = 1000 MPa), l’observation de l’éprouvette rompue en fatigue rév`ele un faci`es de rupture de la matrice majoritairement ductile (figure III.21). Ce type de faci`es, qui ne présente aucun signe d’endommagement progressif, caractérise une rupture du composite pilotée par les fibres. Pour les niveaux de sollicitation plus faibles (σmax = 975 MPa et 925 MPa), les faci`es de rupture des éprouvettes testées ont montré la présence de deux zones, comme il est illustré figures III.22 et III.23 : 1. Une zone qui correspond `a la rupture finale de l’éprouvette. Celle-ci est caractérisée par une rupture ductile de la matrice et un déchaussement important des fibres. 2. Une zone qui montre un endommagement progressif de la matrice et dont la taille augmente quand la contrainte appliquée diminue. Cette zone est caractérisée par une rupture des fibres au ras de la surface et une fissuration de la matrice par fatigue mécano-thermique. Deux types de faci`es ont été observés dans la matrice. Une zone caractérisée par une rupture transgranulaire correspondant aux sites d’amor¸cage de la fissure et une zone o`u la matrice a un aspect plat et qui caractérise la propagation de la fissure par fatigue. Cette zone tr`es plate du faci`es de rupture (absence de pull outs), confirme l’absence de pontage de fissure matricielle par les fibres. Ce résultat est en accord avec ceux obtenus par Legrand (Legrand [1997]) sur le composite SCS-6/TA6V `a faible fraction volumique des fibres (18 %), soumis `a une contrainte maximale de 600 MPa. La figure III.24 présente des images obtenues en tomographie X réalisée sur l’éprouvette HTID176 sollicitée `a la contrainte maximale de 900 MPa. Cette technique, qui offre une vision de l’endommagement au cœur de l’éprouvette, consiste `a reconstruire en 3D le volume d’un objet `a partir d’une série de ses projections enregistrées en l’inclinant par rapport au faisceau électronique autour d’un axe de rotation. On remarque sur cette figure, des ruptures de fibres endommagées au sein du composite avant l’essai de fatigue, mais également des ruptures de fibres dans le plan de la fissure matricielle. L’aptitude du titane `a se passiver, par la formation d’un film protecteur d’oxyde, lui donne une résistance exceptionnelle `a la corrosion. L’oxyde habituellement formé est TiO2. Il en existe trois variétés cristallographiques : le rutile, l’anatase et la Brookite. Le plus courant est le rutile qui est le produit d’oxydation direct du métal Ti. Dénuée de toute fissure mettant le métal en contact avec l’air, l’épaisseur de cette couche d’oxyde se limite `a 15 µm et elle est étanche. L’épaisseur de la couche d’oxyde augmente et a la particularité de changer de couleur en présence d’une surface de fatigue fraˆıchement créée. Des analyses ponctuelles EDX réalisées au microscope électronique `a balayage ont confirmé la présence d’oxyg`ene dans les zones colorées des faci`es de rupture observées au microscope optique comparée aux zones o`u la rupture de la matrice est ductile. Les  figures III.25 et III.26 présentent les résultats des pointés réalisés respectivement dans la zone o`u la matrice est fissurée par fatigue et au cœur de l’éprouvette.