Étude du comportement mécanique d'un polyamide 66 chargé de fibres de verre courtes

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Mecanique & Industriesc© AFM, EDP Sciences 2011DOI: 10.1051/meca/2011104www.mecanique-industries.org

Mecanique&Industries

Etude du comportement mecanique d’un polyamide 66 chargede fibres de verre courtes

Ghorbel Atidel1,2,a, Nicolas Saintier2, Abderrazak Dhiab1 et Fakhreddine Dammak1

1 Unite de mecanique modelisation et production (U2MP), Ecole Nationale d’ingenieurs de Sfax, BPW 3038 Sfax, Tunisie2 Arts et Metiers ParisTech (centre de Bordeaux-Talence), I2M-DUMAS, UMR 5295, Esplanade des Arts et Metiers

33405 Talence Cedex, France

Recu le 8 aout 2009, accepte le 9 mai 2011

Resume – Cette etude experimentale presente, l’etude du comportement mecanique d’un polyamide 66(PA66) renforce par des fibres de verre courtes frequemment utilisees dans l’industrie automobile. Afind’etudier l’influence de la teneur en humidite, de la quantite de fibres de verre introduite dans la matrice etde la vitesse de deplacement, une serie d’essais de traction a ete realisee sur du polyamide renforce ou nonavec des fibres de verre courtes a differents fractions volumiques : 10, 20 et 30 wt%. Les resultats montrentla dependance du materiau aux differents parametres cites precedemment. La technique de thermographieinfrarouge (IR) a ete utilisee pour determiner l’evolution de la temperature a la surface des materiaux aucours des essais de traction. Un processus de localisation de la dissipation thermique a pu etre identifie apartir des images thermiques.

Mots cles : Polyamide 66 / fibres de verres / rupture / thermographie infrarouge

Abstract – In this experimental work, we studied the mechanical behaviour of a short glass fibre reinforcedpolyamide frequently used in the automotive industry. In order to investigate the influence of glass fibrecontent, relative humidity and strain rate, we carried out uniaxial tensile tests on an unfilled polyamideand glass fibre reinforced polyamide with different weight fractions: 10, 20 and 30 wt%. Experimentalresults showed that the studied composite is a strain rate, moisture and fibre volume fraction dependantmechanical behaviour. The thermography infrared (IR) technique has been used to determine the changeof the surface temperature at the surface of materials during tensile tests. The local deformation processcan be identified and studied from the infrared thermal images.

Key words: Polyamide 6,6 / glass fibers / damage / infrared thermography (IR)

1 Introduction1

Les besoins de l’industrie dans le domaine des2

materiaux doivent satisfaire a des exigences de plus en3

plus severes et souvent antagonistes : facilite et rapi-4

dite de mise en œuvre, cout modere, caracteristiques5

mecaniques elevees, resistance aux agressions chimiques6

et thermiques, aptitude au recyclage, etc. . . Ceci a conduit7

au developpement spectaculaire d’un certain nombre de8

materiaux parmi lesquels on trouve les composites a ma-9

trice thermoplastique et fibres courtes. Differentes tech-10

nologies permettent la mise en œuvre de ces composites11

mais c’est le moulage par injection qui est le procede le12

a Auteur pour correspondance : gh [email protected]

plus largement utilise. Le moulage par injection, outre 13

le fait qu’il soit parfaitement adapte a la production en 14

grande serie, permet la realisation, en une seule etape, 15

des pieces complexes pouvant integrer de multiples fonc- 16

tions. Cet avantage est particulierement bien mis a profit 17

l’industrie automobile. 18

Ces dernieres annees, le marche des thermoplastiques 19

renforces de fibres courtes est domine par les polyamides 20

et par les polypropylenes, les fibres de renfort etant des 21

fibres de verres dans la grande majorite des cas. Le poly- 22

amide 66 (PA66) est l’un des polymeres thermoplastiques 23

les plus utilises dans l’industrie mecanique, en particulier 24

dans l’automobile et l’aeronautique. Il presente de bonnes 25

proprietes mecanique, une bonne resistance a la fatigue et 26

a l’usure, un faible coefficient de frottement, un bon com- 27

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portement a la chaleur et au froid et a certains produits1

chimiques [1].2

Le fait de renforcer le PA66 par ajout de fibres de verre3

courtes permet de lui apporter un certain nombre de qua-4

lites supplementaires tout en conservant l’essentiel de ses5

qualites initiales. Parmi les apports positifs lies au renfor-6

cement, on peut noter la plus grande stabilite dimension-7

nelle des pieces injectees due a la limitation des retraits et8

post-retraits ainsi que l’augmentation des caracteristiques9

mecaniques. Les proprietes mecaniques de ce type de com-10

posite ont ete le sujet de plusieurs etudes : elles resultent11

de la combinaison des proprietes de la matrice, des fibres12

de verre et de l’interface matrice/fibre de verre. Elles13

dependent egalement des conditions d’injection (vitesse14

et pression d’injection, temperature du moule, etc.) [2–4]15

et des conditions de sollicitation (vitesse de deformation,16

temperature d’essai, etc.) [5,6]. L’effet d’autres variables a17

savoir le diametre, la longueur, l’orientation et la quantite18

des fibres de verres a ete etudie [6, 7].19

En raison de leur structure chimique, certains po-20

lymeres sont sensibles a l’humidite : c’est le cas du Po-21

lyamide 66. L’eau a pour effet de supprimer la liaison22

d’hydrogene entre les groupes amide, ce qui augmente23

la mobilite des chaınes de polyamide et provoque ainsi24

une modification du comportement mecanique [8,9]. Pour25

cela, differentes conditions d’hygrometrie ont ete choisies26

(humidite relative : 50, 60 ou 70 %).27

On se propose ici de conduire une etude visant a l’ana-28

lyse experimentale, de l’influence de la teneur en humi-29

dite, de la quantite de fibres de verre introduite dans la30

matrice et de la vitesse de deformation sur le comporte-31

ment mecanique et le mecanisme d’endommagement d’un32

PA66 charge avec des fibres de verre courtes soumis a une33

sollicitation traction uniaxiale. Les techniques de thermo-34

graphie infrarouge et de microscopie electronique a ba-35

layage ont ete utilisees afin d’identifier les mecanismes36

d’endommagement.37

2 Investigation experimentale38

2.1 Materiaux et conditions d’essai39

Les eprouvettes halteres type IA (norme NF EN ISO40

527-2) testees lors de cette etude on ete obtenue par mou-41

lage injection. Des essais prealables nous ont permis de42

selectionner une gamme de parametres d’injection stan-43

dard utilisables avec tous les materiaux qu’ils soient ou44

non renforces de fibres (vitesse d’injection : 30 mm/s ;45

pression d’injection : 100 bar ; temps de refroidissement :46

60 s). Les granules ont ete prealablement seches a 80 ◦C47

avant d’etre injectes dans le moule.48

Dans le cadre de notre etude les parametres etudies49

sont le taux de fibre (0 wt%, 10 wt%, 20 wt% et 30 wt%),50

la vitesse de deformation (5,5× 10−4 s−1, 5,5 × 10−3 s−151

et 5,5×10−2 s−1), et le taux d’hygrometrie (50RH, 60RH52

et 70RH). Tous les materiaux a differents taux de fibre53

ont ete testes aux differentes vitesses de deformation et54

taux d’hygrometrie.55

2.2 Moyens d’essai 56

Les essais de traction ont ete realises a temperature 57

ambiante sur une machine ZWICK/Roell Z250 de ca- 58

pacite 250 KN equipee d’un systeme de fixation des 59

eprouvettes par mors auto-serrant. Cette machine est 60

equipee d’un extensometre Laser modele LE-01. Des mires 61

reflechissantes sont placees sur chaque eprouvette afin de 62

mesurer la deformation dans la zone utile de l’eprouvette 63

au cours de l’essai de traction. 64

Pour observer les eventuelles evolutions du champ de 65

temperature a la surface de l’eprouvette accompagnant 66

le processus de deformation, un dispositif de thermogra- 67

phie infrarouge a ete associe aux moyens d’essais de trac- 68

tion. Ce dispositif est constitue d’une camera infrarouge 69

Cedip Jade III a matrice de detecteurs InSb a plan fo- 70

cal de 320 × 240 pixels, travaillant dans le domaine des 71

longueurs d’ondes de 3 a 5 µm (avec une precision de 72

0,02 ◦C a 20 ◦C). Cette camera a ete utilisee a une 73

frequence d’acquisition de 50 Hz (full-frame). L’objec- 74

tif consiste a associer aux phenomenes de deformation 75

et d’endommagement des phenomenes thermiques locaux 76

(champ de temperature). Du fait de l’heterogeneite im- 77

portante des materiaux de l’etude et de la nature des pro- 78

cessus de deformation mis en jeux (localisations aux pe- 79

tites echelles), les hypotheses classiquement utilises pour 80

l’identification des sources de dissipation (diffusivite ho- 81

mogene a l’echelle des heterogeneites du champ ther- 82

mique, invariance dans la direction normale au plan d’ob- 83

servation) ne peuvent tres raisonnablement utilisees. Pour 84

cette raison nous nous contenterons dans le cadre de 85

cet article, d’analyser directement l’evolution des champs 86

thermiques. Il est important de noter que la faible dif- 87

fusivite thermique de la matrice nous permet plus fa- 88

cilement de rapprocher les echelles de localisation du 89

champ thermique a celles, sous-jacentes, des localisations 90

de deformation ou d’endommagement. 91

Dans le cas des materiaux charges, des observa- 92

tions en microscopie optique de la section transverse des 93

eprouvettes ont mis en evidence la presence d’une couche 94

de polymere continue de l’ordre d’une dizaine de mi- 95

crons (voir Fig. 1) a la surface des eprouvettes de telle 96

sorte que les fibres ne debouchent pas a la surface (zone 97

de mesure du champ de temperature). Ceci nous per- 98

met de considerer que l’emissivite de la surface pour les 99

materiaux charges et non charges sont identiques. 100

La microscopie optique et electronique a balayage ont 101

ete utilisees afin d’identifier les mecanismes d’amorcage 102

et d’evolution de l’endommagement ainsi que la rupture 103

des materiaux. 104

3 Resultats et discussion 105

3.1 Comportement en traction 106

3.1.1 Effet du taux de fibres de verre 107

La figure 2 illustre les courbes contrainte-deformation 108

pour chaque taux de charge a une vitesse de deformation 109

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Fig. 1. Micrographie optique indiquant une couche superfi-cielle de polymere a la surface.

Fig. 2. Courbes contrainte-deformation du PA66 naturel(PA00FV) et charge a 10 (PA10FV), 20 (PA20FV) et 30 %(PA30FV) a ε = 5,5 × 10−4 s−1 et RH = 50.

egale a 5,5 × 10−4 s−1 et un taux d’hygrometrie egale a1

50RH. Nous avons constate que l’augmentation du taux2

de fibres de verre ameliore la resistance mecanique du3

polyamide et diminue sa ductilite. Le meme resultat est4

observable quelque soit le taux d’hygrometrie et la vitesse5

de deformation.6

Pour chaque materiau, les variations des ca-7

racteristiques mecaniques (contrainte a rupture,8

deformation a rupture et module d’young) en fonction9

du taux de fibres de verres sont indiques : figures 3, 410

et 5. Des conclusions identiques peuvent etre etablies :11

l’augmentation du taux de fibres induit une augmenta-12

tion de la contrainte a rupture et du module d’Young13

tandis que la deformation a rupture diminue quelle que14

soit la vitesse de deformation. L’effet de l’ajout des fibres15

de verres est plus marque sur la deformation a rupture16

lors du passage a un taux de 10 % de fibres de verres.17

Ces differents resultats sont en accord avec la18

litterature [5, 10].19

3.1.2 Effet de l’augmentation de la vitesse de deformation20

Pour des taux de fibre et d’hygrometrie constant,21

l’augmentation de la vitesse de deformation a pour effet22

Fig. 3. Variation de contrainte a la rupture en fonction dutaux de fibres de verre a RH = 50.

Fig. 4. Variation du module d’Young en fonction du taux defibres de verre a RH = 50.

Fig. 5. Variation de deformation a la rupture en fonction dutaux de fibres de verre a RH = 50.

l’augmentation du module d’elasticite, de la contrainte a 23

la rupture et la diminution de la deformation a la rupture 24

(Figs. 3–5). Cet effet diminue lorsque le taux de fibre di- 25

minue. 26

Dans le cas du polymere non charge, l’effet de la vi- 27

tesse de deformation est different. La figure 5 montre que 28

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Fig. 6. (a) Courbe 1 : evolution temporelle des profils longitudinaux-courbes 2 et 3 : evolution de la charge et de la temperature(en un point particulier) ; (b) Photogrammes thermiques de la surface de l’eprouvette a des temps differents montrant l’evolutiondes levres de striction du PA00FV (1 pixel represente 0,5 mm).

Fig. 7. (a) Courbe 1 : evolution temporelle des profils longitudinaux-courbes 2 et 3 : evolution de la charge et de la temperature(en un point particulier) ; (b) Photogrammes thermiques de la surface de l’eprouvette a des temps differents du PA10FV (1 pixelrepresente 0,5 mm).

l’augmentation de la vitesse de deplacement de l’essai en-1

traıne :2

– un effet non significatif sur le module d’elasticite tan-3

gent jusqu’a la vitesse 5,5 × 10−3 s−1. Au-dela de4

cette valeur, une augmentation du module d’Young5

est notee.6

– une baisse de la deformation a rupture. Cette7

reduction de ductilite peut etre expliquee par le fait8

que plus la vitesse de deformation est importante,9

moins les molecules ont le temps de se rearranger [5].10

3.1.3 Effet du taux d’hygrometrie11

Nous avons note que le comportement en traction12

du polymere non charge est affecte par l’augmentation13

de l’humidite : diminution du module elastique et de la14

deformation a rupture (l’effet de l’augmentation de l’hu-15

midite est non significatif sur le module d’elasticite tan-16

gent entre RH 50 et RH 60). Les memes tendances ont ete17

constatees dans le cas du polymere charge. Les differents 18

resultats obtenus sont valables quels que soient le taux de 19

charge et la vitesse de deformation. 20

3.2 Analyse thermographique 21

Dans cette analyse, seuls les resultats sur materiaux 22

traite a RH 50 sont presentes. 23

Les courbes des figures 6a, 7a, 9a et 11a font corres- 24

pondre le chargement mecanique et le profil du champ de 25

temperature le long d’une ligne sur l’axe de l’eprouvette. 26

L’evolution de la temperature en un point particulier de 27

la matiere est aussi tracee. Cette evolution permet d’esti- 28

mer l’ordre de grandeur des variations de temperature 29

obtenues pour les differentes conditions d’essais. Ces 30

courbes montrent que la reponse thermique est totale- 31

ment differente entre le polymere non charge (PA00FV) 32

et charge de fibres de verre courtes (PA10FV, PA20FV et 33

PA30FV). 34

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Fig. 8. Profils de temperature le long d’une ligne sur l’axe de l’eprouvette du PA10FV.


3.2.1 Cas du polyamide non charge1

Dans le cas du polyamide non charge (PA00FV) :2

la courbe de traction se decompose schematiquement3

de trois stades successifs : un domaine quasi lineaire4

suivi d’un domaine non lineaire correspondant au5

developpement de deformations inelastiques ou la6

contrainte evolue pour atteindre un �� plateau plastique ��7

correspondant a la propagation des levres de striction.8

La distribution du champ de temperature peut etre9

decomposee de la meme facon (Fig. 6a : evolution de la10

temperature en un point particulier). Dans une premiere11

etape, le couplage thermoelastique induit une diminu-12

tion de la temperature. S’en suit, du fait de la dissi-13

pation associee au developpement de la viscoplasticite14

au sein de l’eprouvette, une augmentation homogene du15

champ de temperature. On observe ensuite une forte aug-16

mentation de la temperature associee a un phenomene 17

de localisation-striction. Comme il est classiquement ob- 18

serve dans le cas du PA00FV, la striction se propage 19

au sein de l’eprouvette suivant deux fronts se deplacant 20

en sens inverse, clairement identifiables sur les profils de 21

temperature (Fig. 6b). La rupture finale se situe dans la 22

zone de forte localisation. 23

3.2.2 Cas du polyamide charge 24

On observe dans un premier temps, dans la zone de 25

comportement quasi-lineaire, une evolution homogene du 26

champ de temperature. Cependant, a la difference du 27

PA00FV, l’analyse du champ thermique des PA10FV, 28

PA20FV et PA30FV indique une forte heterogeneite ther- 29

mique dans la zone de comportement non-lineaire. Les 30

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Fig. 10. Profils de temperature le long d’une ligne sur l’axe de l’eprouvette du PA20FV.


sources de chaleurs sont dans un premier temps ho-1

mogenes (Figs. 7a, 9a et 11a).2

Cette observation est illustree d’une autre maniere3

par les courbes des profils longitudinaux extraites des4

images thermiques (Figs. 8 et 10). Dans une premiere5

etape, on observe un effet thermo-elastique homogene.6

Ce resultat est tres similaire a celui obtenu dans le cas7

du materiau non charge. On observe ensuite (etapes 3–6)8

une evolution de plus en plus heterogene du champ ther-9

mique qui semble indiquer une localisation de plus en plus10

prononcee de la deformation. Il est egalement possible11

d’identifier des zones dont l’evolution de l’heterogeneite12

du champ thermique est plus importante indiquant une13

seconde echelle d’heterogeneite du champ thermique as-14

socie a la localisation progressive de la deformation. L’ins-15

tant de la rupture est associe a une augmentation signifi-16

cative de la temperature sur l’ensemble de l’eprouvette.17

Ces phenomenes d’heterogeneites thermiques sont ac-18

centues en augmentant la vitesse de deformation et/ou19

de la quantite de fibres de verres courtes. La figure 12 20

represente l’evolution des profils le long d’une ligne sur 21

l’axe de l’eprouvette dans le cas de trois valeurs de vi- 22

tesses de deformations differentes du PA30FV. 23

Ces sources de chaleurs apparaissent sous forme de 24

bandes thermiques et dissipatives (Figs. 7b, 9b et 11b) 25

qui naissent puis se propagent dans des directions voi- 26

sines de 45◦. Ces bandes se trouvent egalement corres- 27

pondre a des regions qui sont le siege d’importantes 28

deformations qui se localisent a la surface (ou proche de la 29

surface) de l’eprouvette. Les observations en microscopie 30

optique et MEB confrontees avec les images thermiques 31

(Figs. 13 et 14) indiquent que les zones de localisation 32

thermique correspondent a des zones de deformations lo- 33

calisees importantes (blanchissement de la matiere) voir 34

des micro-fissurations generalement initiees a l’endroit 35

ou se croisent les zones de localisation. (Fig. 14). Ces 36

zones de localisation thermique sont associees aux bande 37

de cisaillement egalement identifiables sur les resultats 38

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Fig. 12. Profils de temperature le long d’une ligne sur l’axedes eprouvettes PA30FV a (a) ε = 5,5 × 10−2 s−1, (b) ε =5,5 × 10−3 s−1 et (c) ε = 5,5 × 10−4s −1.

de correlation d’images (Fig. 15). L’association ther-1

mographie infrarouge/DIC permet d’en deduire que les2

elevations de temperature observees sont les processus3

de deformation associe aux bandes de cisaillement qui se4

developpent sur la surface de l’eprouvette. Deux echelles5

d’heterogeneite apparaissent a la fois dans les images in-6

frarouge et DIC. La premiere est associee a la presence7

des bandes de localisation, la deuxieme a une densifica-8

tion de cette localisation revelant une interaction a plus9

grande distance entre ces zones de localisation. C’est cette10

seconde echelle qui aboutit au declanchement de la fis-11

suration et de la rupture finale de l’eprouvette Les pro-12

cessus de deformation de type bande de cisaillement et13

l’evolution de leur heterogeneite spatiale semblent domi-14

ner et controler le comportement a rupture des materiaux15

charges.16

Fig. 13. Analyse du meme echantillon PA10FV par : (a) Mi-crocopie optique binoculaire et (b) thermographie infrarouge.

Fig. 14. Observations MEB de la surface des eprouvettesmontrant des microfissurations de la matrice (PA10FV).

La figure 16 illustre une image 3D prise par micro- 17

tomographie aux rayons X dans une zone correspon- 18

dant aux zones associees aux fortes augmentations de la 19

temperature juste avant rupture. On y observe clairement 20

le developpement d’une zone de fissuration importante en 21

sous surface. 22

3.3 Caracterisation microstructurale 23

L’observation des facies de rupture ont ete effectuees 24

sur les eprouvettes testees a une vitesse de deformation et 25

a un taux d’humidite constants (RH = 50) afin d’etudier 26

l’evolution des mecanismes d’endommagement en fonc- 27

tion du taux de fibres dans la matrice polymere. La fi- 28

gure 17 represente le facies de rupture du polymere non 29

charge. Elle indique la presence de trois zones d’endom- 30

magement differentes : une premiere zone (zone 1) de 31

croissance d’une cavite au cours de la deformation plas- 32

tique (zone d’amorcage de la rupture), une deuxieme zone 33

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Fig. 15. (a) Photogrammes thermiques de la surface del’eprouvette a des temps differents du PA20FV (1 pixelrepresente 0,2 mm) ; (b) Champ de deformation ε11 a destemps differents du meme materiau.

(zone 2) de propagation de la rupture suivant un plan per-1

pendiculaire a la direction du chargement et finalement2

une troisieme zone (zone 3) de rupture finale.3

Ce resultat est en bon accord avec les resultats ther-4

miques. En effet, la localisation tres importante observe5

au centre de l’eprouvette (voir Fig. 6b : image 4 et6

Fig. 17 : zone 2) s’effectue de maniere ductile et est du aux7

phenomenes d’apparition et de propagation de la striction8

qui menent a la formation des fibrilles (Fig. 18). Ce qui9

explique l’elevation plus importante de la temperature du10

polymere non charge par rapport a celui charge par fibres11

de verre.12

Les processus mis en jeux dans le cas des polymeres13

charges sont tres differents de ceux du polyamide non14

charge (voir Fig. 19 dans cas du PA10FV). Le materiau15

presente trois zones de rupture :16

– une zone d’amorcage de la rupture (zone 1), similaire17

a celle observee dans le cas du polymere non charge18

mais de taille beaucoup moins importante. Cette zone19

semble egalement correspondre a un taux de fibre lo-20

calement faible.21

– le developpement de l’endommagement se fait de22

maniere ductile. On peut observer de tres fortes23

deformations de la matrice dans les espaces interfibre24

(zone de deformation plastique a l’echelle microsco-25

Fig. 16. Image 3D prise d’un volume de 1400×400×200 μm3

d’un PA30FV (precision d’acquisition 1,2 μm/pixel).

pique : zone 2). La plupart des fibres sont orientees 26

dans la meme direction, certaines en faible quantite 27

se trouvent dans le plan de rupture. 28

– La zone finale de rupture est de type quasi-fragile 29

(zone 3) : la matrice ne montre quasiment pas de 30

traces de deformations plastique (la surface de rupture 31

de la matrice presente une rugosite faible) La presence 32

de cavites indique que les fibres ont ete dechaussees au 33

niveau de l’interface (phenomene de �� pull-out ��). 34

La comparaison de l’image MEB avec celle thermique 35

(Fig. 19) montre bien que l’amorcage de la fissure cor- 36

respond aux zones ductiles tandis que sa propagation a 37

travers l’eprouvette s’effectue d’une maniere fragile et me- 38

nant a la rupture finale. Les memes resultats ont ete ob- 39

serves dans les materiaux charges a 20 et 30 % de fibres 40

de verre. La principale difference est la transition en zone 41

de rupture de type 3 beaucoup plus rapide avec l’augmen- 42

tation du taux de fibres. 43

Les observations precedentes faites dans le cas du 44

taux d’humidite RH = 50 sont similaires pour des taux 45

d’humidite superieure. D’autre part, la matrice polymere 46

presente une ductilite de plus en plus importante en fonc- 47

tion de l’humidite. Dans le cas de RH = 70, la matrice 48

se detache completement des fibres et s’etire de facon vis- 49

queuse en des ligaments etires. 50

Sato et al. [11,12] decrivent les mecanismes de rupture 51

des thermoplastiques a partir d’etudes faites sur le PA66 52

renforce de fibres de verre courtes. Dans une approche 53

basee sur l’emission acoustique et des observations mi- 54

croscopiques, les auteurs montrent que l’initiation de fis- 55

sure se fait aux extremites des fibres. Les microfissures 56

se propagent ensuite le long de l’interface, sous l’effet de 57

contraintes de cisaillement. Les endommagements crees, 58

generent une bande de deformation plastique et menent 59

la matrice a sa deformation maximale. La bande plastique 60

finit par engendrer une macrofissure, qui se propage lente- 61

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Fig. 17. Micrographies MEB du facies de rupture du PA00FV a ε = 5,5 × 10−4 s−1 et RH = 50 montrant les trois zonesd’endommagement.

Fig. 18. Micrographies MEB du PA00FV montrant la forma-tion des fibrilles.

ment en dechaussant les fibres. Lorsque la fissure atteint1

sa taille critique, une rupture brutale se produit.2

Dans son etude sur le polypropylene renforce par3

des fibres de verre, SOVA [13] propose une descrip-4

tion schematique pour illustrer l’endommagement de5

ce materiau. Il explique que dans le cas d’une faible6

adherence entre les fibres et la matrice, la ruine du7

materiau est due au cisaillement de la matrice et a sa8

deformation plastique.9

L’analyse des resultats, obtenus par les differentes10

investigations, permet de correler la localisation ther-11

mique avec la microstructure du materiau et de mettre 12

en evidence les similitudes des phenomenes observables et 13

etablir des analogies : dans le materiau composite, soumis 14

a une traction uniaxiale, la matrice polyamide subit des 15

deformations impliquant des lamelles cristallines separees 16

par des zones interlamellaires amorphes. Sous l’effet de la 17

contrainte, ces lamelles subissent un glissement les unes 18

par rapport aux autres creant ainsi des bandes de cisaille- 19

ment. Ces bandes constituent un mecanisme elementaire 20

de deformation systematiquement associee a une elevation 21

de temperature localise. Leurs multiplications et leurs 22

propagations en zones intenses sont les precurseurs a la 23

rupture finale. Cette derniere phase d’endommagement 24

est marquee par un saut rapide de la temperature. Elle 25

est liee au couplage thermo-elastique et a la presence 26

de phenomenes dissipatifs type frottement fibre-matrice 27

au niveau de l’interface et directement lie au phenomene 28

de decohesion progressive fibre-matrice se developpant au 29

cours de l’essai de traction. 30

4 Conclusion 31

Dans cette etude l’effet du taux de fibre de verre, 32

vitesse de deformation et du taux d’hygrometrie a ete 33

etudie. La distribution surfacique des sources de chaleur 34

durant le processus de deformation en traction a ete obte- 35

nue a l’aide de la technique de thermographie infrarouge. 36

Sur les differentes eprouvettes nous avons pu observer les 37

phenomenes dissipatifs de localisation. Ces phenomenes 38

sont differents dans le cas du polymere non charge et 39

charge de fibres de verre. 40

“mi0087-2009” — 2011/6/3 — 11:12 — page 10 — #10�

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Fig. 19. Micrographies MEB du facies de rupture du PA10FV a ε = 5,5 × 10−4 s−1 et RH = 50.

References1

[1] M.I. Cohan, Nylon plastics handbook, Hanser Gardner2

Publications, 19953

[2] J.P. Tancrez, J. Pabiot, F. Rietsch, Damage and fracture4

mechanisms in thermoplastic-matrix composites in rela-5

tion to processing and structural- parameters, Compos.6

Sci. Technol. 56 (1996) 725–7317

[3] W.N. Ota, S.C. Amico, K.G. Satyanarayana, Studies on8

the combined effect of injection temperature and fiber9

content on the properties of the polypropylene-glass fiber10

composites, Compos. Sci. Technol. 65 (2005) 873–88111

[4] A. Gulu, A. Ozdemir, E. Ozdemir, Experimental inves-12

tigation of the effect of glass fibres on the mechanical13

properties of polypropylene (PP) and polyamide 6 (PA6)14

plastics, Mater. Des. 27 (2006) 316–32315

[5] B. Mouhmid, A. Imad, N. Benseddiq, S. Benmedakhene,16

A. Maazouz, A study of the mechanical behaviour of a17

glass fibre reinforced polyamide 6,6 : Experimental inves-18

tigation, Polymer. Tes. 25 (2006) 544–55219

[6] Yuanxin Zhou, P.K. Mallick, A non-linear damage model20

for the tensile behaviour of an injection molded short E-21

glass fiber reinforced polyamide-6,6, Mat. Sci. Eng. A 39322

(2005) 303–30923

[7] J.L. Thomasson, The influence of fibre properties of 24

the performance of glass-fibre-reinforced polyamide 66, 25

Compo. Sci. Technol. 59 (1999) 2315–2328 26

[8] D. Valentin, F. Paray, B. Guetta, The hygrothermal beha- 27

viour of glass fibre reinforced PA66 composites : a study 28

of the effect of water absorption on their mechanical pro- 29

perties, J. Mater. Sci. 22 (1987) 46 30

[9] M. Akay, Moisture absorption and its influence on the 31

tensile properties of glass fibre reinforced polyamide 6,6, 32

Polym. Polym. Compos. 2 (1994) 349 33

[10] J.L. Thomasson, Micromechanical parameters from ma- 34

cromechanical measurements on glass reinforced poly- 35

amide 6,6, Compo. Sci. Technol. 61 (2001) 2007–2016 36

[11] T. Sato, S. Kurachi, S. Sato, O. Kamigaito, Microfailure 37

behaviour of randomly dispersed short fiber reinfor- 38

ced thermoplastic composites obtained by direct SEM 39

Observation, J. Mater. Sci. 26 (1991) 40

[12] T. Sato, S. Kurachi, S. Sato, O. Kamigaito, Mechanism 41

of fracture of short glass fibre-reinforced polyamide ther- 42

moplastic, J. Mater. Sci. 19 (1984) 43

[13] M. Sova, the morphology of fracture surface and mecha- 44

nical properties of composite of polypropylene with glass 45

fibres having differnt interface adhesion, J. Appl. Poly. 46

Sci. 38 (1989) 47

Étude du comportement mécanique d'un polyamide 66 chargé de fibres de verre courtes

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