Etude de composites SiC SiBC à matrice multiséquencée en fatigue cyclique à hautes températures

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Chapitre 4 Discussion 165 1. Influence de la température sur le comportement mécanique..................................... 165 1.1. Sollicitation monotone ................................................................................................. 165 1.2. Fatigue cyclique ........................................................................................................... 166 1.3. Observations microscopiques....................................................................................... 167 1.4. Influence des contraintes thermiques résiduelles......................................................... 167 2. Mécanismes d'endommagement ..................................................................................... 172 2.1. A basse température ..................................................................................................... 172 2.2. A haute température 176 2.3. Influence du relâchement des contraintes par cyclage ................................................ 182 3. Modèle à basses températures......................................................................................... 184 3.1. Introduction .................................................................................................................. 184 3.2. Hypothèses ................................................................................................................... 185 3.3. Limites................................. ...
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Chapitre 4 Discussion 165






1. Influence de la température sur le comportement mécanique..................................... 165
1.1. Sollicitation monotone ................................................................................................. 165
1.2. Fatigue cyclique ........................................................................................................... 166
1.3. Observations microscopiques....................................................................................... 167
1.4. Influence des contraintes thermiques résiduelles......................................................... 167
2. Mécanismes d'endommagement ..................................................................................... 172
2.1. A basse température ..................................................................................................... 172
2.2. A haute température 176
2.3. Influence du relâchement des contraintes par cyclage ................................................ 182
3. Modèle à basses températures......................................................................................... 184
3.1. Introduction .................................................................................................................. 184
3.2. Hypothèses ................................................................................................................... 185
3.3. Limites.......................................................................................................................... 185
3.4. Applications... 186

164Chapitre 4 Discussion
Ce quatrième chapitre s'organise autour de la compréhension des mécanismes
d'endommagement à basse et haute température sous air des composites SiC/SiBC . Celle-ci
est essentiellement basée sur les observations microscopiques, l'évolution des paramètres
d'endommagement mécaniques, ainsi que les propriétés physico-chimiques présentées au
chapitre précédent.
1. Influence de la température sur le comportement
mécanique
1.1. Sollicitation monotone
A partir des essais sous sollicitation monotone, nous considérons que ces matériaux
composites SiC/SiBC présentent un comportement non linéaire élastique endommageable.
Les principales sources de cette non-linéarité sont la création et/ou la propagation de
microfissures dans la matrice, qui tolère des déformations inférieures à celles du renfort et, les
décohésions interfaciales. Le comportement en compression est linéaire élastique.
L'enveloppe des courbes de traction à basse et haute température présente 2 principaux
domaines (Figure 59) :
le domaine élastique linéaire (domaine A),
un deuxième domaine, où l'on observe une augmentation de l'hystérésis des
boucles et une diminution du module élastique, lors des cycles de charge-décharge
(domaines B et C) .
Le domaine élastique se termine lorsque la fissuration matricielle interfil débute. Lorsque le
nombre de microfissures est saturé, c'est l'ouverture croissante des microfissures qui entre en
jeu. Enfin, lorsque les fibres pontantes n'arrivent plus à supporter la charge ou lorsqu'elles
atteignent leur déformation à rupture, leur rupture provoque celle du composite.
A basse et haute températures, la pente moyenne des boucles d'hystérésis diminue
continûment lorsque la déformation augmente, indiquant que l'endommagement s'accroît
progressivement, mais ne se stabilise pas avant rupture (Figure 112). La largeur des boucles
augmente régulièrement, caractérisant l'augmentation des phénomènes de frottement
interfacial, causée par l'accroissement du nombre de fissures ou de la longueur de décohésion.
Figure 112 : Influence de la température sur les courbes de traction cyclée.
350
300
250
1200°C
23°C200
150
100
50
0
-0,1 0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7
-50
Déformation (%)

165
Contrainte (MPa)Le module initial est plus faible que celui calculé par la loi des mélanges (de 70 à 80 %),
indiquant que des décohésions ont probablement déjà eu lieu entre les fibres et la matrice ou
les différentes couches de matrice, durant l'élaboration.
Les évolutions des caractéristiques mécaniques du composite SiC/SiBC lorsque la
température augmente, à vitesse de sollicitation constante, sont :
Les modules d'élasticité initiaux E diminuent avec la température, (de 249 GPa à 23°C 0
à 197 GPa à 1200°C).
La contrainte et la déformation du début de fissuration matricielle augmentent avec la
température (de 78 MPa et 0,03% à 23°C, à 137 MPa et 0,07 % à 1200°C).
Au-delà, le comportement est non linéaire, le déchargement complet est accompagné
d'une déformation permanente, plus élevée à haute température (0,33% à basse température
à 0,45 % à 1200°C).
Le module après saturation reste de l'ordre de 11% de E , quelle que soit la température, 0
ce qui représente ~ 0,5 E V. Cela laisse supposer que près de la moitié des fibres f fl
longitudinales ont rompu pendant la fissuration matricielle.
Les contraintes et les déformations à rupture diminuent faiblement avec la température
(autour de 330 MPa et 0,62 %).
Les modules en compression sont initialement légèrement plus élevés que les modules
non endommagés des composites. Ce comportement s'explique par la refermeture quasi-
complète au cours de la décharge des microfissures existantes. La rigidité du composite non
endommagé est restituée en compression sur le matériau endommagé, dans la mesure où la
matrice et les fibres supportent ensemble la charge.
1.2. Fatigue cyclique
Les courbes de fatigue présentent une évolution différente selon la température (Figure 113).
Figure 113 : Influence de la température sur les paramètres d'endommagement en
fatigue cyclique sous –50/170 MPa.
D 600°C D 1150°C D 1200°C1 1 1
Déf permanente 600°C Déf permanente 1150°C Déf permanente 1200°C
1 0,12
0,9
0,1
0,8
0,7
0,08
0,6
0,5 0,06
0,4
0,04
0,3
0,2
0,02
0,1
0 0
1 10 100 1000 10000 100000 1000000
Nombre de cycles
Le début de la courbe correspond à la création et à la saturation de l'endommagement : il est
associé à une diminution importante de la rigidité. Son étendue dépend de la température et de
4 la contrainte maximale appliquée. Mais globalement, il se situe autour de 10 cycles à basse
3température et 10 cycles à hautes températures.
166
D = 1-E/E
1 1
Déf. permanente (%)A basse température, ce stade est suivi par la stabilisation du matériau endommagé : les cycles
( σ- ε) se superposent. Cette partie représente la majeure partie de la durée de vie des
éprouvettes testées à basse température.
A haute température, la déformation permanente continue d'augmenter, tandis que la
diminution de la rigidité du matériau et les aires des boucles se stabilisent.
Enfin, la dégradation ultime du matériau est la conséquence d'une altération progressive du
renfort (augmentation plus brutale des paramètres d'endommagement, surtout aux hautes
températures).
1.3. Observations microscopiques
Les observations microscopiques des faciès de rupture confirment l'effet de la température. En
effet, à basse température, la rupture est conditionnée par la rupture des fils longitudinaux, à
l'intérieur desquels les fibres sont fortement liées à la matrice intrafil. A haute température, les
extractions individuelles de fibres dans les fils sont prépondérantes. Ces deux types de faciès
traduisent la présence d'une forte liaison interfaciale (donc une contrainte de cisaillement
élevée) entre la fibre et la matrice à basse température, et beaucoup plus faible à haute
température. Ces différences peuvent être attribuées aux contraintes résiduelles thermiques
radiales (Figure 114), même si à haute température, d'autres phénomènes peuvent y
contribuer (amincissement des fibres par fluage et par effet de Poisson).
Figure 114 : Schéma représentant les contraintes thermiques résiduelles radiales.
Basse température (< 1100°C) Haute température (> 1100°C)
( α < α )f m
FIBRE FFIIBREBRE
MATRICE MATRICE
σ compression dans la fibre σ tension dans la fibretherm.rés. therm.rés.
σ tension dans la matrice σ compression dans la matricetherm.rés. therm.rés.
«« FFretretttageage »» de la fde la fiibre bre =>=> ττ éleélevvéé CCoonnttrarainintete d dee ci cissaailillleemmeenntt ττ ffaaibiblele
1.4. Influence des contraintes thermiques résiduelles
A des températures différentes de la température d'élaboration (~1000°C), les contraintes
thermiques résiduelles jouent un rôle important sur le comportement mécanique des
composites, notamment dès la traction monotone ou cyclée, mais aussi en fatigue cyclique, ou
encore sur la dispersion des résultats. L'existence de ces contraintes sera mise en évidence par
l'étude de la traction cyclée, au travers de l'application du modèle de Steen, par la dispersion
des éprouvettes, par les essais de fatigue thermique, et enfin par la caractérisation physico-
chimique des échantillons testés en fatigue.
1.4.1 Traction cyclée/Modèle de Steen
Les contraintes thermiques résiduelles axiales permettent d'expliquer de nombreuses
caractéristiques des courbes de traction à différentes température, comme par exemple la
diminution de la contrainte de première fissuration matricielle à haute température, ou encore
la plus grande déformation à rupture des fibres et donc du composite à basse température.


167Pour calculer ces contraintes résiduelles axiales, Steen et al. ont proposé une méthode dans le
cas des courbes de traction cyclées [STEE1998a,2000].

La déformation résiduelle dans les fibres (et la contrainte, en multipliant par E V) est f f
déterminée au point d'intersection des régressions linéaires moyennes consécutives aux cycles
de déchargement-rechargement (Figure 115). Cette méthode a été validée d'après Steen sur
des composites Al O /SiC et C/SiC, avec une bonne corrélation avec les mesures de 2 3
contraintes résiduelles radiales obtenues par diffraction de neutrons, et à partir du calcul du
modèle de Vagaggini et al. [VAGA1995].
Figure 115 : Détermination du point d'intersection caractéristique de la déformation
résiduelle axiale dans les fibres (exemple à 1200°C).
300
200
100
0
-0,1 0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5
-100
Point d'intersection
-200
Déformation en %

Les résultats sont présentés sur le Tableau 23 (avec un encadrement du point d'intersection),
à partir des données du Tableau 24.
Tableau 23 : Contraintes résiduelles à 23°C et 1200°C d'après la méthode de Steen et
al. [STEE1998a,2000].
FIBRES MATRICE
rés (%) rés (MPa) rés (%) rés (MPa)ε σ ε σ
min -0,008 -7,56 17,6 -33,5
23°C
max -0,012 -11,34 26,4 -16
min 0,0025 2,36 -5,5 7
1200°C
max 0,004 3,78 -8,8 10

Nous avons pris les valeurs moyennes des fractions volumiques, en supposant l'absence de
décohésion entre les constituants et en négligeant l'influence des contraintes thermiques
résiduelles, pour faire une estimation du module de la matrice. En effet, les auteurs ayant
travaillé sur ce type de matrice ont trouvé des valeurs très différentes (350 GPa [CARR1996],
290 GPa [FORI2000] et 270 GPa [DARZ2000] à 23°C).
Nous prendrons donc les valeurs moyennes indiquées dans le Tableau 24.
168
Contrainte en MPaTableau 24 : Données relatives aux constituants en fonction de la température.
23°C 600°C 1200°C
E (Hi-Nicalon™) GPa f 300 280 240
([BODE1995])
E (SiBC) GPa m 377 341 327
(estimation par calcul (Eq. 29))
E moyen (GPa) 260 237 222 0
V (Snecma Propulsion Solide) 0,35 f
V (déduite) 0,55 m
V (mesurée) 0,1 p

Le calcul de ces contraintes résiduelles par cette méthode sur nos courbes montre
qu'effectivement, même si les valeurs sont relativement faibles, les fibres sont en compression
axiale à température ambiante, ce qui augmente leur déformation à rupture et donc celle du
composite. En effet, on a la relation suivante :
(Eq. 71) σ = σ + σsubie appliquée résiduelles
A 1200°C, ces contraintes sont en tension (>0) et favorisent la rupture plus précoce des fibres
(Figure 112), puisque la contrainte appliquée pour atteindre la contrainte à rupture des fibres
est plus faible.
On observe ce phénomène non seulement sur les propriétés à rupture du composite, mais
également sur la contrainte de première rupture des fibres (contrainte à partir de laquelle les
boucles de décharge-recharge ne se referment plus).
De même, la contrainte de première fissuration matricielle sera d'autant plus faible que la
matrice sera en traction résiduelle (c'est-à-dire à basse température). Enfin, ces contraintes
résiduelles jouent également un rôle sur les valeurs du module élastique initial. En effet, le
module élastique initial diminue, lorsque la contrainte de tension dans la fibre diminue (à
haute température).
Ainsi, les contraintes résiduelles axiales vont faire varier l'étendue de chaque domaine de la
courbe de traction (élastique, fissuration matricielle et rupture des fibres) [LAMO1996].
Il faut néanmoins rester prudent car les valeurs de ces contraintes thermiques sont faibles et
certaines observations décrites précédemment peuvent être attribuées à d'autres phénomènes
(évolution du module élastique E avec la température à cause de l'évolution physico-chimique
des composants, par exemple).
Notons également que, même si le coefficient de dilatation de la matrice n'est pas connu avec
précision, les valeurs des coefficients de dilatation de la fibre et de la matrice SiC, reportées
sur le Tableau 3 sont en accord avec ces observations :
dans le sens radial, la fibre est frettée par la matrice ( τ élevé) à T<T , si α < α (Figure 0 f m
114),
dans le sens axial, la fibre est en compression et la matrice en tension à basse température
(T<T ), si α > α (Figure 116). 0 f m
A basse température, le mécanisme prépondérant menant à la rupture, se situant à l'interface
fil/matrice interfil, il est possible d'interpréter ces résultats en considérant les deux entités
suivantes : fils longitudinaux (constitués à 70% par des fibres) et fils transversaux + matrice
interfil (contenant majoritairement de la matrice : à 62%), avec les mêmes tendances
respectives.

169Figure 116 : Schéma représentant les contraintes thermiques résiduelles axiales.
Basse température (< 1100°C) Haute température ( ≥ 1100°C)
( α < α )f m
MATRICE en tension MATRICE en compression
FIBRE en compression FIBRE en tension
MMAATRTRICICEE e enn te tensnsionion MMAATRITRICCE eE enn comprcompreessissionon

1.4.2 Dispersion des résultats
De nombreux CMC 2D présentent une dispersion importante du module élastique initial, de la
contrainte de première fissuration matricielle et de la contrainte à rupture. On peut certes
attribuer cette dispersion aux conditions expérimentales (vitesse de sollicitation, mode
d'asservissement …), mais une autre hypothèse a été formulée par Steen et al. [STEE2000] à
savoir : la présence de contraintes axiales résiduelles dans les fibres et la matrice, variables
d'une éprouvette à l'autre. En effet, les composites multidirectionnels peuvent présenter une
fraction volumique de fibres, de porosité et une température d'élaboration différentes, selon la
place de l'éprouvette sur la plaque, et la position de la plaque dans le four. Tous ces
paramètres influent directement sur la valeur des contraintes thermiques résiduelles du
composite, et par-là même sur les caractéristiques macroscopiques mesurées lors des essais
mécaniques.
Bien que la fraction volumique des fibres et le taux de porosité ne soient pas indépendants, il
est possible de distinguer la dispersion de chacun au travers du suivi de certaines
caractéristiques en traction cyclée lors de la charge :
* Le volume de fibre sera facilement calculable, à partir du module tangent en fin de
traction, si l'on suppose qu'aucune fibre ne rompt pendant la fissuration matricielle : la zone
linéaire de la courbe avant rupture, représente un état de glissement total (fissuration
matricielle saturée), où la charge n'est supportée que par les fibres, ainsi le module tangent
mesuré vaut E V , où V est la fraction volumique des fibres longitudinales (orientées dans la f fl fl
direction d'application de la charge). La structure de notre composite rend cette approche
difficile, car des fibres sont rompues au cours de la fissuration matricielle (§. 1.1).
* L'effet de la porosité va intervenir sur la valeur du module élastique initial :
D'après la loi des mélanges sur un composite 2D, avec un tissage symétrique, on a :
(Eq. 29) E = E V + E (1 – 2V – V ) c f fl m fl p
où E est le module de la matrice et V , le taux de porosité, sous réserve que le transfert m p
de charge fibre/matrice soit correctement assuré. Carrère a ainsi mis en évidence une relation
linéaire entre le module élastique initial et la masse volumique apparente (directement liée à
la porosité) des composites SiC Nicalon™/SiBC [CARR1996].
La difficulté est que de nombreux paramètres restent encore inconnus (E ), ou variables m
d'une éprouvette à l'autre (les fractions volumiques des constituants).
Mais cette hypothèse n'est pas à exclure, étant donné les remarques précédentes sur l'influence
des contraintes thermiques résiduelles sur le comportement mécanique et l'étendue de la
dispersion observée. Ce point nécessiterait d'être approfondi quantitativement, d'autant plus
que ce modèle a déjà été validé par Steen at al. sur deux autres types de composites (C/SiC, et
Al O /SiC) [STEE2000]. 2 3
1.4.3 Cycles de fatigue thermique
Les deux essais de cyclage thermique après fatigue cyclique mécanique de deux éprouvettes à
600°C (§. 2.2.7 du Chapitre 2) et 1200°C (§. 3.2.5 Chapitre 2) présentent globalement la
même évolution des aires d'hystérésis (Figures 69 et Figure 94) : lors du refroidissement à
170basse température, l'aire des cycles passe par un maximum, de même lors du réchauffage,
mais le maximum arrive alors à une température plus faible et sa hauteur plus petite.
La quantité minime de verre formée lors de la fatigue cyclique en T/C à 600°C, permet
d'exclure l'hypothèse du maximum dû à la transition vitreuse ou à la cristallisation d'un verre.
Or la présence d'un maximum de l'aire des boucles a été expliquée par Kotil et al.
[KOTI1990], Reynaud et Rouby [REYN1992,1993a-b], [ROUB1993a-b], (voir §. 4.2.2 du
Chapitre 1).
Ainsi, si l'on considère que lors du refroidissement, seule la contrainte de cisaillement τ varie
(fractions volumiques, pas de fissuration, amplitude de sollicitation fixés, en négligeant la
variation des modules élastiques des constituants avec la température), une hypothèse permet
d'expliquer l'évolution observée : la présence de contraintes thermiques radiales de
compression à basse température, qui augmente la contrainte de cisaillement interfacial τ et
fait passer le composite du glissement généralisé à un glissement partiel (présence du
maximum). Or la présence d'un effet non linéaire entre le chauffage et le refroidissement
montre que le cycle de fatigue thermique a changé l'état d'endommagement du matériau à
basse température. La fatigue cyclique à basse température a diminué τ par usure de
l'interface alors en compression, et a fait apparaître au réchauffage, le pic correspondant au
passage du glissement partiel au glissement généralisé, à une température plus faible (voir
Figure 40). Si les contraintes thermiques radiales à l'interface avaient été en tension à basse
température, elles n'auraient pas changé la température du pic, au réchauffage, puisqu'il n'y
aurait pas eu usure supplémentaire de l'interface à basse température.
1.4.4 Caractérisation physico-chimique des échantillons testés en
fatigue
La mesure du volume poreux spécifique par unité de masse du matériau, défini par
[FAUD1980] :
(Eq. 73) V = 1/ ρ –1/ ρ p absolue apparent
semble être un paramètre pertinent, permettant de caractériser l'endommagement du matériau
(plus le matériau est fissuré et plus V est important), son incertitude est de 0.54 %. p
En effet, la Figure 117 met en évidence la diminution de V lorsque la température augmente. p
Figure 117 : Volume poreux spécifique en fonction de la température, après des essais
de fatigue à rupture sous –50/200 MPa à hautes températures.
0,08
0,07
0,06
0,05
0,04
1100 1150 1200
Température (°C)

Cela est en accord avec la présence de contraintes thermiques résiduelles axiales de
compression dans la matrice d'autant plus grande que la température au-dessus de la
171
3
Vp (cm /g)température d'élaboration T augmente. En effet, d'après (Eq. 71), à contrainte appliquée 0
constante, si les contraintes thermiques résiduelles axiales de compression (<0) augmente
dans la matrice lorsque la température augmente, alors la contrainte subie par la matrice
diminue lorsque la température augmente, et diminue ainsi son taux de fissuration.
2. Mécanismes d'endommagement
2.1. A basse température
2.1.1 Diagramme d’endurance
La contrainte seuil de fatigue est supérieure à la contrainte de première fissuration matricielle
(~ 80 MPa). Cela signifie que le pontage des fissures matricielles est suffisant pour éviter une
propagation instable des fissures matricielles, la microfissuration pouvant continuer durant
des milliers de cycles, avant de s’arrêter et rester stationnaire durant le reste du cyclage. La
durée de vie n'est pas annoncée par l'évolution des paramètres mécaniques, qui restent faibles
et stables.
Lorsque le matériau est soumis à une contrainte maximale au-dessus du seuil de fatigue, les
durées de vie sont réduites et l'évolution des paramètres d'endommagement est accélérée dans
le temps (on observe la stabilisation citée précédemment seulement en début d'essai), et
l'augmentation plus brutale de ces paramètres permettent de prévoir la rupture. Toutefois,
l'unique essai à 300 MPa ne nous permet pas d'en savoir plus sur les valeurs critiques des
paramètres mécaniques qui pourraient déterminer la rupture, et par la suite les durées de vie.
2.1.2 Comportement en fatigue
Les observations microscopiques et les études précédentes sur le suivi de la fissuration de ce
type de composite [FORI2000] montrent que les fissures commencent à se propager dans la
matrice interfil (au niveau des macropores), puis à l'interface fibre/matrice dans les fils
transversaux, avant d'atteindre les fils longitudinaux. La décohésion des interfaces apparaît
alors dans les fils longitudinaux, et dévie les fissures dans la matrice intrafil. Lorsque les
fibres sont fortement liées à la matrice, les fissures transverses se propagent au travers des fils
longitudinaux, rompant les fibres, sans provoquer de décohésion, ni d'extraction lors de la
rupture du composite.
En dessous du seuil de fatigue, la stabilisation des paramètres à des niveaux très faibles
montre que la force motrice fournie par le chargement mécanique n'est pas suffisante pour
faire propager les fissures. Le pontage des fibres est probablement la principale explication de
cette stabilisation, car les forces de pontage diminuent l’intensité de contrainte en fond de
fissure. Les fissures matricielles initiées dans les fils transverses ne se propagent pas dans les
fils longitudinaux : l'aire des boucles devient quasi inexistante au bout d'une centaine de
cycles ( ∆W/We < 0,03), le paramètre D et la déformation permanente augmentent faiblement 1
et continûment : cela s'explique par la création de fissures ou l'augmentation des longueurs de
décohésion, et de l'ouverture des fissures dans les fils transverses, au cours de la fatigue. En
effet, à ces contraintes, la fissuration matricielle n'est pas saturée, et la fissuration matricielle
peut continuer au cours du cyclage en fatigue.
Rappel de la Figure 64 p.114 et de la Figure 65 p.114 :
Paramètres d'endommagement à 600°C sous -50/200 MPa Paramètres d'endommagement à 600°C, sous -50/300 MPa
D1 Def perm DW/We D1 Déf. perm DW/We
0,6 0,05 0,3 0,12
0,04
0,5 0,25 0,1
0,03
0,4 0,2 0,080,02
0,01
0,3 0,15 0,06
0
0,2
-0,01 0,1 0,04
-0,020,1
0,05 0,02
-0,03
0
-0,04 0 0
1E+00 1E+01 1E+02 1E+03 1E+04 1E+05 1E+06
1E+00 1E+01 1E+02 1E+03 1E+04 1E+05 1E+06
-0,1 -0,05
Nombre de cycles
Nombre de cycles
172
D1 et Def perm, (%)
∆W/We
DW/We, D1
Déf perm. (%)Au-dessus du seuil de fatigue, la traction cyclée initiale à 300 MPa, se situant au-dessus de la
contrainte de fin de fissuration matricielle, un réseau de fissures dans les fils transverses,
interagissant avec les fils longitudinaux est probablement déjà créé avant l'essai propre de
fatigue: cela explique la faible évolution des aires d'hystérésis durant les 100 premiers cycles.
Ensuite, l'augmentation plus franche des paramètres d'endommagement peut provenir de
l'ouverture des fissures, suite à l'augmentation de la longueur de décohésion et donc de
frottement le long des interfaces les plus faibles (matrice interfil/fil, dans les fils
longitudinaux). L'observation plus fréquente d'extraction individuelle de fibres dans les
éprouvettes testées à 300 MPa, s'explique par le fait que des fissures ont pu se propager à
l'intérieur des fils longitudinaux et être déviées à l'interface fibre longitudinale/matrice intrafil,
le niveau de charge étant alors suffisant pour poursuivre la fissuration des fils transverses dans
les fils longitudinaux.
Cette augmentation de l'endommagement, plus important au-dessus du seuil de fatigue est
confirmée par l'augmentation du volume poreux spécifique V avec la contrainte appliquée p
4 (Tableau 25). Enfin, l'augmentation brutale de D et de ∆W/WE, à partir de 10 cycles peut 1
être attribuée à la rupture progressive des fibres de plus en plus surchargées, annonçant la
rupture du composite.
Tableau 25 : Evolution du volume poreux spécifique V en fonction de la contrainte p
maximale appliquée
3Contrainte maximale (MPa) Volume poreux spécifique (cm /g)
200 (6,62 ± 0,04)E-2
300 (8,04±0,04) E-2
L'unique essai de fatigue à température ambiante (Figure 118) présente une forte diminution
de la déformation permanente en début d'essai, durant les 300 premiers cycles.
Figure 118 : Evolution négative de la déformation résiduelle.
Essai de fatigue à 23 °C, sous -50/200 MPa
250
Cycles : 1000 100 1
200
150
100
50
0
-0,02 0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1 0,12 0,14 0,16 0,18
-50
-100
Déformation en %
Nous avons essayé de voir si la relaxation des contraintes thermiques axiales pouvait
expliquer ce phénomène.
Sous chargement cyclique, l'interface fils/matrice interfil se dégrade par usure. Cela réduit le
phénomène de transfert de charge et provoque la décohésion progressive de l'interface. Lors
de la charge, cela se traduit par une augmentation de l'ouverture des fissures et la relaxation
des contraintes résiduelles axiales dans les fils et la matrice. Si nous supposons que la matrice
est en tension résiduelle axiale et les fils longitudinaux en compression, comme le laissent
supposer les remarques précédentes, la relaxation de ces contraintes devrait se traduire par un
173
Contrainte en MPa

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