Chapitre I - Etude de la déformation viscoélastique et plastique du PET amorphe et semi-cristallin autour de la

Ershad_Langroudi, Amir

Description

Chapitre I Généralités9Chapitre IIntroductionD10 Chapitre I GénéralitésI 1 RESUMECe travail concerne la déformation viscoélastique et plastique du PET amorphe et semi cristallin autour de la transition vitreuse.Le comportement viscoélastique du PET à différents taux de cristallinité est étudié par latechnique de spectrométrie mécanique en dynamique. Le comportement plastique a été étudiésystématiquement sur le PET amorphe et à 38% de cristallinité par les techniques debipoinçonnement et de traction.Les paramètres d’activation, V , H et m entraînant les mécanismes de plasticité ont étéexp expdéterminés à partir de l’étude de relaxation de contraintes. Le suivi de l’évolution de lamicrostructure du PET semi cristallin au cours d’essais contrainte déformation ou derelaxation de contraintes, par les techniques de DSC et WAXS a permis de mettre en évidencele rôle de chaque composante de la microstructure (amorphe ou cristal) participant à ladéformation.L’analyse et l’interprétation des propriétés viscoélastiques sont basées d’une part, sur lesmodèles mécaniques comme le modèle phénoménologique développé par Fulchiron et al. oule modèle d’homogénéisation développé par Hervé et Zaoui, et d’autre part sur ...

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Extrait

Chapitre I Généralités

Chapitre I

Introduction

9

10GénéralitésChapitre I

I-1- RESUME Ce travail concerne la déformation viscoélastique et plastique du PET amorphe et semi- cristallin autour de la transition vitreuse. Le comportement viscoélastique du PET à différents taux de cristallinité est étudié par la technique de spectrométrie mécanique en dynamique. Le comportement plastique a été étudié systématiquement sur le PET amorphe et à 38% de cristallinité par les techniques de bipoinçonnement et de traction. Les paramètres d’activation, V exp , D H exp  etm entraînant les mécanismes de plasticité ont été déterminés à partir de l’étude de relaxation de contraintes. Le suivi de l’évolution de la microstructure du PET semi-cristallin au cours d’essais contrainte-déformation ou de

relaxation de contraintes, par les techniques de DSC et WAXS a permis de mettre en évidence le rôle de chaque composante de la microstructure (amorphe ou cristal) participant à la

déformation. L’analyse et l’interprétation des propriétés viscoélastiques sont basées d’une part, sur les modèles mécaniques comme le modèle phénoménologique développé par Fulchiron et al. ou le modèle d’homogénéisation développé par Hervé et Zaoui, et d’autre part sur le modèle physique considérant la mobilité moléculaire dans les polymères amorphes développé par

Perez et al.

Les résultats de plasticité du PET amorphe ont ainsi été modélisés dans le cadre de la théorie proposée par Perez et al. Cela a permis de reproduire l’évolution de la courbe contrainte- déformation en fonction de temps ainsi que de déterminer les paramètres d’activation.

Dans le cas du PET semi-critallin, des hypothèses de simplification et d’approximation nous ont permis de reproduire et de modéliser la courbe contrainte-déformation en bipoinçonnement et en traction jusqu’à la contrainte d’écoulement plastique.

Chapitre I Généralités

I-2- Paramètres et symboles Ce lexique sommaire permet de définir les grandeurs utilisées dans la thèse :

* a

6&T&

c c ’ CD C d C f C p CRSS

d a d c d hkl d sc DSC

E e

 e E a E bp e eq E rr E sc E(t c )

F

Aire d’activation

Pic de fusion basse température (dans ce travail, autour de 180°C)

Paramètre de corrélation

Paramètre de corrélation lié à la variation de c avec le temps

Direction de contrainte

Paramètre de concentration de défauts

Coefficient de frottement de Tresca

Chaleur spécifique

Scission résolue critique (critical resolved shear stress)

Densité de la phase amorphe

Densité de la phase cristalline

Distance entre plans cristallographiques (hkl)

Densité du matériau semi-cristallin

Calorimétrie différentielle à balayage (differential scanning calorimetry)

Module élastique d’Young

Déformation longitudinale

Vitesse de déformation

Module d’Young de la phase amorphe

Module élastique en bipoinçonnement

Déformation équivalente en compression

Somme d’erreur

Module d’Young du matériau semi-cristallin

Module non relaxé dans l’essai de fluage à 1200s

Force

11

12Chapitre I Généralités

f f FD

G g G a G c g e G r G r b G sc * G a G' a G" a * G sc D G

h h HDPE (hkl) H.T. D H D H a D H c D H exp D H fd D H f

j J max

Fréquence Déphasage ou angle de perte (tan f =G"/G')

Direction d’écoulement

Module de cisaillement

Déformation en cisaillement

Module de cisaillement de la phase amorphe

Module de cisaillement du cristal

Energie de surface des cristaux

Module caoutchoutique

Module relaxé de la relaxation b

Module de cisaillement du matériau semi-cristallin

Module complexe de cisaillement de l’amorphe

Module réel de cisaillement de l’amorphe

Module imaginaire de cisaillement de l’amorphe

Module complexe de cisaillement du matériau semi-cristallin

Energie d’activation

Constante de Planck

Viscosité élongationnelle

Polyéthylène haute-densité

Plan de glissement

Pic de fusion principal

Enthalpie d’activation

Enthalpie d’activation apparente

Enthalpie de cristallisation

Enthalpie d’activation expérimentale

Enthalpie de formation des défauts quasi-ponctuels

Chaleur de fusion

Opérateur complexe

Complaisance du fluage à la fin du temps de fluage (à 1200s)

k

L l l l 0 l 1 L a L c LD L p L pc

L pi

Chapitre I Généralités

? m mdc Mn

n N a N&6&T&

PC PET PMMA PP PS

QSC

-23 Constante de Boltzmann égale à 1.38x10 J/K

Epaisseur lamellaire du cristal

longueur d’échantillon en traction

Longueur d’onde du rayon incident

longueur initiale d’échantillon en traction

Dimension de la particule

Epaisseur des lamelles amorphes Epaisseur des lamelles cristallines Direction de charge

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Longue période Longue période de la position du premier maximum dans la fonction de corrélation Longue période de la position du premier minimum dans la fonction de distribution d’interface

Module efficace de l’association machine-échantillon

Coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation

Micro domaines cisaillés

Masse molaire moyenne en nombre

Coefficient de poisson

Nombre d’Avogadro

Pic endothermique supplémentaire (dans ce travail entre T g et 180°C)

Polycarbonate

Polyéthylene téréphtalate

Polyméthacrylate de méthyle

Polypropylène Polystyrène

Matériau hautement texturé (quasi-single-cristal)

14GénéralitésChapitre I

q

q ’

s

s app SAXS SC s c s cis s eq s p s p cis s y S 0 D S D S b D S fd

T t t T a T b t b

T c t c T cc T E T f T g

Angle incident (dans l’essai de rayons X) / Angle du traçage du Cole-Cole à

base fréquence

Angle du traçage du cole-cole à haute fréquence

Contrainte Contrainte appliquée

Diffraction des rayons X aux petits angles

Semi-cristal

Contrainte critique

Contrainte de cisaillement

Contrainte équivalente en compression

Contrainte d’écoulement plastique Contrainte d’écoulement plastique en cisaillement Contrainte au seuil de plasticité

Surface initiale d’échantillon en traction Entropie d’activation

Entropie d’activation de relaxation b

Entropie de formation des défauts quasi-ponctuels

Température Temps Contrainte de cisaillement

Température de relaxation a

Température de relaxation b Temps du mouvement moléculaire élémentaire (caractéristique de la relaxation b!

Température de recuit (cristallisation)

Temps de recuit (cristallisation)

Température de cristallisation à froid

Température d’échantillon

Température de fusion Température de transition vitreuse

Chapitre I Généralités

t p T R t relaxation t rm 0 T f

U b [uvw] U 1

V a V c D V a D V ap D V exp

WAXS

X X c

Paramètre de la dimension de temps dans l’équation de Guiu et Pratt

Température de référence

Temps de relaxation de contrainte

Temps relaxation mécanique

Température de fusion d’un cristal parfait infini

Energie de la relaxation b

Direction de glissement

Barrière énergétique de hauteur U 1

Fraction volumique de la phase amorphe

Fraction volumique de la phase cristalline

Volume d’activation

Volume d’activation apparent Volume d’activation expérimental

Diffraction des rayons X aux grands angles

Distance Taux de cristallinité (fraction massique)

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16GénéralitésChapitre I

I-3- Introduction générale Les polymères représentent une classe importante des matériaux de la vie moderne. Parmi ceux-ci, les polymères semi-cristallins, tel le polyéthylène haute-densité, le Nylon et le polyéthylène téréphtalate sont d’intérêts technologiques particuliers de par leur grande déformabilité associée à de bonnes propriétés mécaniques.

Le PET peut être aussi considéré comme un système modèle pour une étude fondamentale. En

effet, il peut être obtenu à l’état totalement amorphe ou, après un traitement thermique adapté, à l’état semi-cristallin. Le taux de cristallinité et la morphologie dépendent du traitement thermique que subit l’échantillon.

Le PET est aussi très utilisé en raison de sa transparence. La déformation plastique du PET présente aussi un grand intérêt industriel dans le domaine des fibres, des films et des bouteilles. Dans ces applications, le matériau est souvent soumis à une contrainte biaxiale, à

de grandes vitesses de déformation et à des changements de température. Il est commun de modéliser un tel matériau avec une loi constitutive de type viscoélastique ou viscoplastique. Les modèles basés sur l’activation thermique ont été rapportés dans la littérature, en parallèle des expériences de fluage ou de relaxation de contrainte [Kocks 75, Perez 92]. Ils sont très utilisés du fait que les polymères sont généralement sensibles au

changement de température.

Le premier objectif de ce travail est donc de mesurer les paramètres d’activation comme le

volume expérimental, (V exp ), l’enthalpie expérimentale, ( D H exp ) et le coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation,(m) autour de T g  pour les deux matériaux amorphe et semi- cristallin dans leur domaine de déformation plastique. Le deuxième objectif est de caractériser les évolutions microstructurales dans le PET semi- cristallin déformé dans les conditions décrites ci-dessus. Le troisième objectif est d’analyser et de modéliser les comportements viscoélastique et plastique de ces matériaux en utilisant des approches physique et mécanique. Le plan de notre travail comporte cinq chapitres, deux annexes et les références bibliographiques.

Chapitre I Ce chapitre est consacré à toutes les généralités à la base de ce mémoire. D’abord, on présente

les symboles et les paramètres qu’on va utiliser dans ce mémoire. Si les symboles utilisés dans

Chapitre I Généralités17

les démonstrations ont un autre sens, on le précisera alors dans le texte. Ensuite, on décrit les

objectifs principaux ainsi que le plan de ce mémoire.

Chapitre II Il s’agit d’une synthèse bibliographique. Nous avons présenté dans ce chapitre quelques aspects de la morphologie des polymères semi-cristallins et l'effet de la déformation sur le changement de la morphologie. Bien que ces études ne soient pas limitées au PET ou utilisent des types de sollicitation différents de ceux que nous utiliserons, elles constituent des informations précieuses pour mieux comprendre nos résultats.

Parmi les différents mécanismes cristallographiques impliqués dans la déformation plastique

de cristaux polymères, le glissement est le mécanisme le plus important surtout dans le PET

semi-cristallin. Dans notre étude bibliographique ce mécanisme est analysé en détail sur plusieurs exemples de polymères hautement texturés. Bien que très utilisés pour la compréhension du glissement cristallographique, ces études sont difficilement transposables à

la déformation de la morphologie sphérolitique. Par ailleurs, la majorité de ces études est du

domaine phénoménologique. Dans ce chapitre, on considère également les processus thermiquement activés lors de la déformation des polymères. Enfin, on rappelle quelques travaux de modélisation relatifs à la

description de la déformation des polymères vitreux et semi-cristallin.

Chapitre III Les différentes techniques utilisées dans ce travail ainsi que les traitements thermiques du PET semi-cristallin seront présentés dans ce chapitre.

Chapitre IV Les résultats expérimentaux significatifs et leurs interprétations font l’objet ce chapitre. Ils concernent : d’une part, des essais dynamiques en torsion (spectrométrie mécanique), des essais de bipoinçonnement et de traction,

d’autre part, des mesures thermiques, DSC et des études de diffraction de rayon X (WAXS).

18Chapitre I Généralités

Chapitre V Le dernier chapitre est consacré à la modélisation des phénomènes observés et à l’interprétation complémentaire des résultats. Dans le domaine viscoélastique, deux modèles mécaniques sont utilisés (un modèle phénoménologique et un modèle auto-cohérent) pour considérer l’effet du cristal sur le comportement de la phase amorphe dans le cas du PET

semi-cristallin. Enfin, l’approche théorique de la déformation non-élastique déjà développée dans notre laboratoire, s'est révélée particulièrement intéressante dans l'analyse du comportement des polymères vitreux. Nous utilisons cette approche pour reproduire le comportement du PET amorphe dans le domaine viscoélastique en spectrométrie mécanique à différentes fréquences. Nous utilisons aussi cette approche pour reconstruire les courbes contrainte-déformation à différentes températures en bipoinçonnement et en traction et la réponse du PET amorphe à

lors de l’essai de relaxation de contrainte. Dans le cas du PET semi-cristallin, l’approche théorique est plus complexe. Donc il faut consentir à quelques hypothèses de simplification et d'approximation pour aborder cette partie. Bien que cette approche ne soit pas un travail abouti, elle constitue une première étape pour modéliser les processus de déformation des polymères semi-cristallins et donne une démarche originale d'interprétation de nos résultats et de vérification du mécanisme proposé.