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Issue
Matériaux & Techniques
Volume 107, Number 6, 2019
Article Number 604
Number of page(s) 14
Section Environnement - recyclage / Environment - recycling
DOI https://doi.org/10.1051/mattech/2020001
Published online 24 March 2020

© SCF, 2020

1 Introduction

Les mélanges de polymères constituent une alternative à la synthèse de nouvelles molécules qui coûtent de plus en plus cher, d’autant que les ressources fossiles s’amenuisent à tarissement. L’élaboration de nouveaux matériaux polymériques à partir de mélanges de polymères existants est aussi un des moyens de prise en charge du tarissement de ces ressources et du problème de dégradation de l’environnement auquel la planète est désormais confrontée.

Plusieurs travaux de recherche se sont justement intéressés, sur plusieurs aspects, aux mélanges entre différents polymères. Par exemple, les travaux de Loos et al. [1] se sont focalisés sur la morphologie et sur les propriétés mécaniques des mélanges polypropylène syndiotactique (PPs)/polyéthylène (PE). Ils ont montré que le comportement mécanique des mélanges changent radicalement par rapport au PEHD pur et au PPs. Pour les faibles concentrations de PEHD, ils ont constaté une augmentation synergique du module d’Young avec un maximum à environ 20 % en poids de PEHD et, pour les mélanges contenant plus de 20 % en poids de PEHD, une légère diminution de la résistance à la traction.

Cybele Lotti et al. [2] ont procédé à l’amélioration des propriétés mécaniques de polypropylène par incorporation d’élastomère d’éthylène-octène. Ils ont montré une augmentation de la résistance aux chocs et de l’allongement à la rupture, mais aussi une diminution du module d’élasticité et de la résistance à la rupture.

Mohd Nazry Salleh et al. [3] ont étudié la compatibilisation de polymères recyclés HDPE/PET par l’ajout d’E-GMA (ethylene-glycidyl methacrylate copolymere) pour constater que les mélanger conduit à augmenter la résistance aux chocs et une amélioration de la compatibilité entre le HDPE et le PET. Le meilleur résultat est obtenu pour les mélanges contenant 7,5 % de compatibilisant.

Bei Su et al. [4] ont de leur côté procédé à l’amélioration des caractéristiques mécaniques des mélanges de polypropylène (PP) et de polyéthylène basse densité (PEBD) par l’incorporation d’un mélange de nano charges de SiO2, compatibilisant, agent lubrifiant et antioxydant. Ils ont constaté que si le taux du mélange et additifs est sélectionné de manière optimale, la résistance à la traction, la contrainte à la rupture et le module d’élasticité peuvent être améliorés simultanément.

Kamil Şirin et al. [5] se sont intéressés aux mélanges de deux homopolymères (iPP et PEHD). De leur investigation, ils ont déduit que les valeurs de la résistance à la traction et de la limite d’élasticité n’ont pas été modifiées mais que les valeurs d’allongement à la rupture étaient très médiocres par rapport à celles de l’homopolymère d’origine.

Sommai Pivsa et al. [6] ont étudié l’effet de l’addition de polypropylène, d’anhydride maléique greffé (PP-g-MAH) en tant que compatibilisant, aux mélanges de PLA/PP, en raison de la séparation de phase de PLA et de PP pendant le procédé de moulage par injection. Ils ont montré qu’il n’y a pas eu d’amélioration significative des propriétés mécaniques mais que la résistance aux chocs augmente. Par ailleurs, l’étude de la morphologie a confirmé l’effet du PP-g-MAH en tant qu’agent de compatibilité pour le PLA et le PP.

Aurrekoetxea et al. [7] se sont intéressés à l’influence du recyclage sur la microstructure et les propriétés mécaniques du polypropylène isotactique. Les résultats montrent que le module d’élasticité et la contrainte limite élastique augmentent avec le nombre d’étapes de recyclage. Cependant, l’allongement à la rupture et la résistance aux chocs diminuent.

Les effets du traitement et du vieillissement thermique sur les propriétés mécaniques ont aussi constitué un pôle d’intérêt et ont mobilisé plusieurs investigations.

Ainsi, Mourad et al. [8] ont travaillé sur les mélanges du polyéthylène (PE) et du polypropylène (PP) ainsi que sur la variation de leurs propriétés mécaniques avec le vieillissement thermique. Les périodes de vieillissement thermique testées n’ont aucune influence sur le comportement en traction et en dureté des échantillons purs et mélangés.

Jun Li et al. [9] ont pour leur part étudié les mélanges de polypropylène homopolymère (PP) avec quatre types de polyéthylène : HDPE, LDPE, LLDPE et VLDPE. Ils ont montré que le traitement thermique a amélioré les propriétés mécaniques de traction (modules d’élasticité, contrainte à la rupture et contrainte limite élastique) pour une gamme de mélanges PE–PP en améliorant l’adhérence entre le PP et le PE et en augmentant la cristallinité globale.

L’effet du vieillissement sur les propriétés mécaniques et la recyclabilité du mélange PC/PBT a été étudié par Elisabete Maria et al. [10]. Leur étude a montré que l’allongement à la rupture diminue à chaque étape de vieillissement mais augmente à chaque étape de retraitement. Le module de traction et la résistance à la traction ne sont pas très affectés. La résistance aux chocs a chuté avec le vieillissement et manifeste une récupération de quelques pour cent par le retraitement. L’ajout de pigment n’a pas eu d’incidence significative sur les propriétés mécaniques et a amélioré l’aspect du matériau recyclé.

Dehbi et al. [11] ont étudié l’effet du vieillissement naturel et artificiel sur les caractéristiques des films multicouches en PEBD (polyéthylène basse densité) utilisés dans les serres agricoles. Ils ont soumis les échantillons à diverses conditions environnementales : à 40 °C, 40 °C + UV + humidité, puis à 50 °C et 50 °C + UV + humidité. Ils ont ainsi montré une augmentation du module d’élasticité, et une diminution de l’allongement à la rupture et de la résistance à l’impact avec le temps de vieillissement et l’agressivité du milieu.

Fouad et al. [12] ont procédé à l’étude de l’effet du traitement thermique sur les propriétés statiques, dynamiques et thermomécaniques du polyéthylène à haut poids moléculaire (UHMWPE). Pour ce faire, ils ont soumis l’UHMWPE aux températures ambiantes de 20, 50, 80 et 100 °C pendant 2 et 4 heures. En conséquence de ces opérations, les résultats obtenus ont montré que les propriétés de rigidité et de résistance quasi-statiques augmentent toutes avec la température et la durée du traitement.

En perspective de cette investigation, nous retenons comme fil conducteur que les mélanges de polymères offrent à la fois la possibilité d’élaborer des matériaux pouvant répondre à des caractéristiques mécaniques souhaitées et/ou à pouvoir améliorer ces caractéristiques. Tout cela en considérant d’une part, des polymères de base appropriés et, d’autre part, en combinant leurs propriétés mécaniques à travers leur concentration respective dans les mélanges. Par ailleurs, le traitement et le vieillissement thermique peuvent contribuer à l’amélioration de ces mêmes propriétés. Dans cet esprit et pour cette investigation, nous avons considéré comme polymères de base le polypropylène homopolymère (PPH) et le polypropylène copolymère (PPC), deux polymères compatibles. En effet, le PPH (nom commercial : Moplen HP500N) a de bonnes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, mais une faible résistance aux chocs, tandis que le PPC (nom commercial : Moplen EP548S) présente de faibles propriétés mécaniques de résistance et de ductilité, mais une bonne résistance aux chocs, en comparaison du PPH.

Ainsi, dans le but d’améliorer les propriétés mécaniques de matériaux polymériques par mélangeage mécanique et d’analyser l’impact du vieillissement thermique sur ces même propriétés, cette investigation a consisté en première étape, à élaborer des mélanges de PPH et de PPC par injection, sans compatibilisant ni additifs, puis à caractériser ces mélanges. La seconde étape consistait à procéder au vieillissement thermique accéléré de ces mélanges dans une étuve ventilée à 80 °C pendant 72 et 144 heures. Plus précisément, nous avons procédé aux mélanges de ces polymères à différentes concentrations en % de masse en PPC/PPH, par palier de 10 %, allant de 0/100, 10/90, etc. jusqu’à 100 %/0 %. Nous nous sommes ensuite intéressés à l’étude des différents comportements mécaniques de chacun de ces mélanges en fonction de la concentration de chacun des polymères, avant et après vieillissement.

L’analyse au microscope électronique à balayage (MEB) des faciès de rupture en traction aussi bien des polymères de base (PPH et PPC) que de leurs mélanges, a complété cette investigation.

Enfin, à la base, ce travail a une motivation industrielle. Il s’est intéressé à la problématique rencontrée par une entreprise industrielle spécialisée, entre autre, dans la fabrication d’emballages et conditionnements en plastique. Cette entreprise était en effet confrontée à un rebus important de bouchons fabriqués à partir de mélanges polymériques PPC/PPH suite aux froissements enregistrés lors du stockage et à la fissuration lors de leur placement sur les bouteilles d’insecticides.

2 Protocole expérimental et mode opératoire

2.1 Caractérisation physico-chimique des polymères de base

2.1.1 Température de fusion

Pour la détermination des températures de fusion des polymères, nous avons utilisé l’analyse calorimétrique différentielle (DSC). La figure 1a représente le thermogramme DSC du PPC (nom commercial : Moplen EP548S) qui a une température de fusion Tf (PPC) de 171,3 °C, tandis que la figure 1b donne celui du PPH (nom commercial : Moplen HP500N) pour lequel la température de fusion Tf (PPH) vaut 174,6 °C ; un écart relatif faible d’à peine 1,9 % entre les deux polymères.

thumbnail Fig. 1

Thermogramme DSC du : (a) PPC ; (b) PPH.

DSC thermogram of: (a) PPC; (b) PPH.

2.1.2 Indices de fluidité

2.1.2.1 Choix du mode d’élaboration

Les températures de fusion mises en évidence, nous déterminons ensuite les indices de fluidité afin de nous fixer sur le choix du mode d’élaboration des éprouvettes (échantillons). Nous avons utilisé un plastomètre selon la norme EN/ISO1133-2.2011. La température de fusion de chacun des polymères est fixée supérieure à celle obtenue par la DSC afin de s’assurer de la fusion totale des échantillons. Cette température a été fixée à Tf = 230 °C pour les deux polymères. La masse de la charge appliquée sur le piston est de 2,16 kg.

L’indice de fluidité est calculé suivant la formule : (1)s représente le temps de référence (avec ici s = 10 mn), m la masse moyenne des extrudas obtenue (en grammes) et enfin Δt l’intervalle de temps en seconde entre deux coupes d’un extruda. Les valeurs trouvées sont données dans le tableau 1. On note que le PPC est beaucoup plus fluide que le PPH.

Les valeurs obtenues des indices de fluidité des deux polymères de base (Tab. 1) étant supérieures à 10, elles conduisent à choisir l’injection comme procédé de fabrication des éprouvettes.

Tableau 1

Indices de fluidité à chaud du PPH et du PPC.

Melt flow indices of PPH and PPC.

2.1.2.2 Paramètres de la presse d’injection

Nous avons fixé les paramètres de la presse d’injection comme résumé dans le tableau 2.

Tableau 2

Paramètres de la presse d’injection.

Parameters of the injection press.

2.2 Préparation des mélanges

Le PPC et le PPH sont d’abord mélangés à froid en plaçant les granulés (forme commerciale) de ces deux polymères dans un mélangeur constitué de deux cylindres en rotation, pour les placer ensuite dans la presse à injection à partir de laquelle on obtient les différents mélanges considérés. Les concentrations des mélanges en PPC/PPH élaborés sont présentées dans le tableau 3.

Tableau 3

Concentrations des mélanges réalisés.

Concentrations of realized blends.

2.2.1 Élaboration des éprouvettes

2.2.1.1 Eprouvettes de traction

La géométrie et les dimensions des éprouvettes de traction (Fig. 2) sont réalisées conformément à la norme NF EN ISO 527-2. La vitesse de traction est fixée à 10 mm/min.

thumbnail Fig. 2

Géométrie des éprouvettes de traction selon la norme NF EN ISO 527-2.

Tensile test sample geometry according to NF EN ISO 527-2 standard.

2.2.1.2 Eprouvettes de résilience

Dans le cas des éprouvettes de résilience (entaille en V) pour essai Charpy (Fig. 3), leur géométrie et leurs dimensions sont réalisées selon la norme NE 3.03.070, i.e. selon la méthode dite 3A.

thumbnail Fig. 3

Géométrie des éprouvettes de résilience selon la norme NE 3.03.070.

Resilience test sample geometry according to NE 3.03.070 standard.

3 Essais effectués sur les mélanges − Résultats obtenus et analyse

3.1 Températures de fusion

La détermination de la température de fusion a été effectuée pour plusieurs mélanges. La figure 4a représente le thermogramme DSC du mélange 50 %PPC/50 %PPH. Nous constatons que la courbe présente un seul pic qui représente la valeur de la température de fusion du mélange égale à 175,18 °C. La figure 4b qui rassemble les trois thermogrammes DSC (Figs. 1a, 1b et 4a) montre que la largeur des trois pics de fusion est pratiquement la même. Un tel résultat est une indication que les deux polymères PPC/PPH sont miscibles. A contrario, on peut citer les travaux de [7] qui ont montré l’immiscibilté dans le cas des polymères hompolymères PP(MH418)/PEHD(S0464).

thumbnail Fig. 4

a : thermogramme DSC du mélange 50 %PPC/50 %PPH ; b : thermogrammes DSC regroupés : Figs. 1a, 1b et 4a.

a: thermogram DSC of 50%PPC/50%PPH blend; b: gathered DSC thermograms: Figs. 1a, 1b and 4a.

3.2 Indices de fluidité à chaud

La détermination des indices de fluidité à chaud pour chacun des mélanges en appliquant la relation (1), utilisée préalablement dans le cas des polymères de base, a conduit aux résultats présentés sur la figure 5. Les valeurs trouvées sont comprises entre celles du PPH et du PPC (Tab. 1). Elles montrent ainsi que ces mélanges de polymères se prêtent tout autant que les polymères de base à l’élaboration par procédé d’injection. On remarquera sur cette figure que l’indice de fluidité varie faiblement avec la concentration en PPC dans le mélange PPH/PPC de 0 à 50 % environ. En augmentant de 10 % la concentration en PPC, l’indice de fluidité croit alors fortement, abruptement (comme une transition de 50 à 60 %), pour continuer d’augmenter, mais lentement, pour atteindre la valeur de l’indice de fluidité du PPC correspondant à la concentration 0 %PPH/100 %PPC. Cette transition pourrait s’expliquer par un changement dans la microstructure des mélanges en fonction des concentrations relatives de l’un et l’autre de ces deux polymères ; un aspect que l’on observera à travers les faciès de rupture présentés plus loin sur la figure 27.

thumbnail Fig. 5

Indice de fluidité des mélanges en fonction de la concentration en PPC.

Blends flow index as a function of PPC concentration.

3.3 Caractérisation chimique par spectroscopie infrarouge

L’existence pratiquement d’une seule température de fusion pour les mélanges, observée à travers la figure 4b, suggère que pendant l’élaboration, il y a eu miscibilité totale des composants des deux polymères, PPC et PPH. Pour vérifier cette miscibilité, nous avons procédé à la caractérisation chimique par spectroscopie infrarouge dont le rayonnement permet via la détection des vibrations caractéristiques des liaisons chimiques, d’effectuer l’analyse des fonctions chimiques présentes dans le matériau. Il permet ainsi d’identifier les fonctions caractéristiques d’une molécule. La figure 6 donne la superposition des spectres infrarouges de différents échantillons. On voit que tous les spectres ont même allure et présentent presque les mêmes pics. Cela s’explique par le fait que les deux composants du mélange contiennent uniquement des liaisons σ simples de type C-C ou C-H (monomère propène seule ou propène plus éthylène). Par ailleurs, nous constatons que les spectres présentent aussi la liaison σ de type O-H qui expliquerait la présence fortuite d’eau dans nos mélanges.

thumbnail Fig. 6

Spectres IR de différents mélanges PPC/PPH.

IR spectra of the different PPC/PPH blends.

3.4 Caractérisation mécanique − Évolution des propriétés mécaniques. Polymères de base et mélanges

3.4.1 Essais de traction

3.4.1.1 Répétitivité des résultats

Dans le souci de s’assurer de la répétitivité des résultats et de mettre en évidence l’étendue des erreurs expérimentales sur les valeurs obtenues, plusieurs essais préliminaires ont été effectués sur des échantillons aussi bien de polymère de base que de mélanges PPC/PPH. À ce titre et par exemple, la figure 7 concerne des essais de traction effectués sur cinq échantillons du mélange 50 %PPC/50 %PPH. Ainsi, aux erreurs expérimentales près, de l’ordre de 16 % pour l’allongement à la rupture et de 4 % environ pour la contrainte élastique maximale et le module d’élasticité, la figure 7 montre bien, qu’il y a globalement une bonne répétitivité des résultats.

En ce qui concerne les résultats relatifs à l’allongement à la rupture, la répétitivité des essais de traction n’est pas évidente notamment pour le PPH, comme en témoigne les photos rapportées sur la figure 8.

thumbnail Fig. 7

Courbes contrainte-déformation du mélange 50 % PPC/50 % PPH.

Stress-strain curves of the 50% PPC/50% PPH blend.

thumbnail Fig. 8

Photos montrant la répétitivité des résultats sur l’allongement à la rupture en traction sur les échantillons de PPC et de PPH.

Pictures showing the results repetitiveness on elongation at break after tensile tests on PPC and PPH samples.

3.4.1.2 Courbes contrainte-déformation

Les essais de traction montrent à la figure 9 les résultats obtenus pour le PPC, le PPH et le mélange 50 %PPC/50 %PPH. On observe que le polypropylène homopolymère (PPH) a de bonnes caractéristiques mécaniques de résistance à la traction et de ductilité comparativement au copolymère (PPC). Il apparaît très bien aussi que le mélange 50 %PPC/50 %PPH gagne, par rapport au PPC seul, 11 % en contrainte limite élastique et 12 fois plus en allongement à la rupture. Ces différentes remarques sont présentées plus précisément sur les figures à venir.

thumbnail Fig. 9

Courbes contrainte-déformation relatives à 100 % PPH, 100 % PPC et 50 % PPC/50 %PPH.

Stress-strain curves relative to 100% PPH, 100% PPC and 50% PPC/50%PPH.

3.4.1.3 Modules d’élasticité

Les essais de traction, rapportés sur les figures 7 et 9, permettent, à travers les valeurs des pentes des courbes associées, de déterminer les modules d’élasticité pour chacun des mélanges considérés (Fig. 10). On constate sur la Figure 10 que les modules d’élasticité du PPC et du PPH ne diffèrent à peine que de 9 % environ, signifiant ainsi que le module d’élasticité est faiblement affecté par le mélange et la concentration de ces deux polymères de base.

thumbnail Fig. 10

Module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elasticity modulus of PPC/PPH blends as a function of PPC ratio.

3.4.1.4 Contrainte limite élastique

La contrainte limite élastique des mélanges, figure 11, décroît linéairement avec la concentration de PPC dans le mélange, en passant de 32,63 MPa pour le PPH à 25,42 MPa pour le PPC. La courbe d’évolution de la contrainte limite élastique en fonction du taux de PPC peut être approchée par la relation linéaire : y = −7,7x + 32,8, ayant un coefficient de corrélation R2 = 0,98, pratiquement égal à 1.

thumbnail Fig. 11

Contrainte limite élastique des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elastic limit stress of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

3.4.1.5 Allongement à la rupture

La figure 12 représente les allongements à la rupture, issus des courbes des figures 8 et 9, des différents mélanges. Il y a comme trois niveaux d’amplitude de variation de l’allongement à la rupture selon la concentration en PPC : un premier palier de 0 à 60 % et un peu plus, le deuxième, abrupte (comme une transition), de 60 à 70 % environ et enfin le troisième de 70 à 100 % PPC. Ces allongements à la rupture restent importants tant que la concentration en PPC est inférieure à 60 %. Au-delà de cette concentration, il décroît de façon abrupte pour ensuite continuer à décroître, mais plus faiblement, vers la valeur de l’allongement à la rupture du PPC.

Il est ici intéressant de faire remarquer une évolution tout à fait singulière voire particulière de l’allongement à la rupture concernant les mélanges de deux homopolymères, PP(MH418)/PEHD(S0464) rapportée par [7], en comparaison de nos résultats. En effet, les résultats de cette publication montrent que, quelle que soit la concentration du mélange, les allongements à la rupture des mélanges sont tous inférieurs à ceux des deux polymères de base (PP et PEHD) désignés commercialement par MH418 et S0464 respectivement. Si on doit interpréter leurs résultats, cela signifie que mélanger deux homopolymères conduit systématiquement à une dégradation de l’allongement à la rupture, quelle que soit leur concentration dans le mélange.

thumbnail Fig. 12

Allongement à la rupture des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elongation at break of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

3.4.1.6 Résilience

Les essais de résistance aux chocs ont montré que la résilience augmente considérablement avec la concentration de PPC dans le mélange (Fig. 13). On remarquera sur cette figure que cette résilience varie pratiquement linéairement avec la concentration de PPC dans le mélange. Cette variation peut être représentée par la relation linéaire y = 4,4x + 3,03 ayant un coefficient de corrélation R2 égal à 0,94.

La figure 14, tracée à partir de la figure 13 en utilisant la relation (2) définie ci-dessous, permet d’apprécier l’influence de la concentration de PPC sur la résilience du mélange. En effet, en considérant la résilience relative du mélange, il est remarquable de noter que le PPC est trois fois plus résilient que le PPH ; si bien que l’ajout de 30 % de PPC à la matrice PPH fait pratiquement doubler la résilience du mélange par rapport à celle du PPH. (2)

est la résilience du PPH et celle du mélange PPC/PPH à concentration de PPC donnée.

thumbnail Fig. 13

Résilience des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Resilience of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

thumbnail Fig. 14

Résilience relative (par rapport au PPH) des mélanges PPC/PPH.en fonction du taux de PPC.

Relative resilience (against PPH) of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

4 Vieillissement thermique − Influence sur les propriétés mécaniques

4.1 Mode opératoire

On a procédé au vieillissement thermique en utilisant une étuve ventilée dans laquelle ont été placées les éprouvettes à la température de 80 °C pendant 72 et 144 heures. Une fois cette procédure de vieillissement accomplie, les éprouvettes ont été conservées à la température ambiante pendant au moins 72 heures avant de procéder aux différents essais de traction et de résilience.

4.2 Polymères de base PPH et PPC

Les résultats des essais de traction sur des échantillons de PPH vieillis pendant 72 et 144 heures à 80 °C montrent à la figure 15 que l’allongement à la rupture est très affecté par le vieillissement thermique, comparativement à la contrainte limite élastique et au module d’élasticité. La figure 15 indique une réduction importante de l’allongement à la rupture ; alors que l’on observe un gain pour la contrainte limite élastique et le module d’élasticité.

La normalisation des courbes de la figure 15 par rapport aux caractéristiques associées aux résultats à zéro heure (sans vieillissement), soit en ordonnée la contrainte limite élastique et en abscisse l’allongement à la rupture, nous permet d’évaluer l’impact du vieillissement thermique sur les propriétés mécaniques. Ainsi, la figure 16 montre que le vieillissement thermique induit pour le module d’élasticité des gains de 14 % environ après 72 heures et de 24 % environ après 144 heures, des gains de 13 et 17 % respectivement dans le cas de la contrainte limite élastique ; alors que pour l’allongement à la rupture, il entraîne une réduction drastique, de 20 fois après 72 heures et de 18 fois pour 144 heures. On remarquera que la durée du vieillissement n’engendre pas un impact substantiel en plus sur la contrainte limite élastique (à peine 4 % de gain en plus) et sur l’allongement à la rupture (à peine 11 % de réduction en plus, au regard de 20 et 18 fois). Un vieillissement thermique prolongé à 144 heures, c’est-à-dire le double, n’induit pas davantage d’effet marquant sur ces caractéristiques mécaniques.

Dans le cas du PPC (figure 17), on notera qu’il y a aussi une diminution importante de l’allongement à la rupture, mais pas aussi forte que pour le PPH et avec, par ailleurs, une différence prononcée entre 72 et 144 heures (ce qui n’est pas le cas du PPH). Par contre, comparativement au PPH, la contrainte limite élastique et le module d’élasticité semblent être plus affectés par le vieillissement thermique. Le vieillissement thermique les fait augmenter, mais son prolongement jusqu’à 144 heures n’engendre pas plus d’effet substantiel sur ces valeurs.

La normalisation de la figure 17 par rapport à la contrainte limite élastique et à l’allongement à la rupture à l’état non vieilli (zéro heure) permet d’apprécier sur la figure 18 les gains et les réductions induits par le vieillissement thermique. On notera des gains substantiels en ce qui concerne le module d’élasticité et la contrainte limite élastique mais, par contre, une réduction drastique dans le cas de l’allongement à la rupture. Les valeurs de ces gains et réductions figurent au tableau 4 qui résume les effets du vieillissement thermique sur l’ensemble des propriétés mécaniques.

thumbnail Fig. 15

Courbes contrainte-déformation du PPH avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Stress-strain curves of PPH before and after different thermal aging times.

thumbnail Fig. 16

Courbes contrainte-déformation normalisées du PPH − Influence du vieillissement thermique.

Normalized stress-strain curves of PPH − Influence of the thermal aging.

thumbnail Fig. 17

Courbes contrainte-déformation du PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Stress-strain curves of PPC before and after different thermal aging times.

thumbnail Fig. 18

Courbes contrainte-déformation normalisées du PPC − Influence du vieillissement thermique.

Stress-strain normalized curves of PPC − Influence of the thermal aging.

4.3 Mélanges PPC/PPH

En exploitant les courbes obtenues par les essais de traction pour les différents mélanges, nous déterminons, avant et après vieillissement, l’évolution des modules d’élasticité, de la contrainte limite élastique, de l’allongement à la rupture et de la résistance aux chocs.

4.3.1 Module d’élasticité

La figure 19 montre que le vieillissement thermique améliore le module d’élasticité des mélanges. On enregistre une augmentation après 72 heures de vieillissement qui reste pratiquement identique après 144 heures.

En termes de gain ou taux d’amélioration induit par le vieillissement thermique, défini par la relation (3), la figure 20 montre une variation de type polynomiale (courbe de tendance) des gains en module d’élastcité. On notera par ailleurs que ce taux d’augmentation croit avec la concentration de PPC dans le mélange pour atteindre un maximum d’environ 30 % pour une concentration de PPC de 60 % après 72 heures et pratiquement tout autant après 144 heures. (3)

représente le module d’élasticité du PPC et celui du mélange PPC/PPH pour une concentration de PPC donnée.

thumbnail Fig. 19

Module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Elasticity modulus of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

thumbnail Fig. 20

Gain en module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Gain in elasticity modulus of the PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

4.3.2 Contrainte limite élastique

La figure 21 présente l’influence du vieillissement thermique sur la contrainte limite élastique. On notera par ailleurs que la contrainte limite élastique issue du vieillissement décroit linéairement, avec la concentration en PPC. On retrouve ici le résultat observé sur la figure 11 concernant la contrainte limite élastique des échantillons des polymères de base et leur mélange avant vieillissement thermique. Autrement dit, le vieillissement thermique n’affecte pas l’évolution de la contrainte limite élastique du mélange. En revanche, on notera sur la figure 21 que le vieillissement thermique induit une augmentation importante de la valeur de cette contrainte limite élastique. Le prolongement de ce vieillissement jusqu’à 144 heures améliore encore quelque peu cette propriété les valeurs correspondantes sont données au tableau 4.

thumbnail Fig. 21

Contrainte limite élastique des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Elastic limit stress of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

4.3.3 Allongement à la rupture

La figure 22 montre que l’allongement à la rupture avant vieillissement reste important pour des concentrations de PPC inférieures à 70 %, puis diminue de manière abrupte au-delà de cette concentration. On constate que après la première durée de vieillissement de 72 heures, l’allongement à la rupture diminue significativement pour des concentrations de 0 à 20 % de PPC dans le mélange, puis augmente sensiblement pour atteindre environ 50 % pour des concentrations de PPC de 30 à 60 %. Au-delà de cette concentration, il diminue à nouveau pour atteindre enfin des valeurs voisines de celle du PPC non vielli.

thumbnail Fig. 22

Allongement à la rupture des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Elongation at break of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

4.3.4 Résistance aux chocs

La figure 23 présente les résultats des essais de résilience pour les différents temps de vieillissement. On constate que 72 heures de vieillissement thermique engendre une perte en résilience de l’ordre de 4 % environ pour le PPH et de 25 % pour le PPC. En prolongeant ce vieillissement jusqu’à 144 heures, la résilience continue de baisser, jusqu’à 10 % pour le PPH et 30 % pour le PPC.

Le tableau 4 résume les différents effets du viellissement thermique accéléré (après 72 et 144 heures) sur les caractéristiques mécaniques des polymères de base (PPH et PPC) et leurs mélanges. Les signes (+) et (−) désignent respectivement un gain et une réduction exprimés par rapport à leurs valeurs avant vieillissement thermique.

thumbnail Fig. 23

Résilience des mélanges PPC/ PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Resilience of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Tableau 4

Influence du vieillissement thermique accéléré sur les caractéristiques mécaniques du PPH, PPC et leurs mélanges.

Influence of the accelerated thermal aging on the mechanical characteristics of PPH, PPC and their blends.

5 Caractérisation morphologique

Les faciès de rupture par traction de nos éprouvettes ont été examinés par microscopie électronique à balayage (MEB). Elle met en évidence la morphologie des mélanges PPC/PPH. La figure 24 donne les micrographies du faciès de rupture en traction du PPH à deux échelles : 100 et 50 microns. On voit clairement la nature ductile du PPH mise en évidence par l’allongement de la matière et la présence de filaments avant rupture. Cet aspect de la structure de l’échantillon microscopique concorde avec son comportement mécanique à l’échelle macroscopique lors de l’essai de traction.

Sur la figure 25(b), agrandie deux fois par rapport à la figure 25(a), on constate que le PPC qui a subi un essai de traction a tendance à faire des fils. Quand la sollicitation est suffisamment rapide (10 mm/min) et que le matériau est suffisamment homogène, il y a rupture de l’éprouvette parce que toutes les liaisons cèdent en même temps.

La figure 26 montre les micrographies du faciès de rupture pour l’éprouvette de traction du mélange 50 %PPC/50 %PPH. À l’échelle 50 microns (Fig. 26b), on note l’absence d’autres phases dans le mélange, confirmant ainsi la miscibilité des deux polymères que présume l’analyse calorimétrique différentielle (Fig. 4b). On observe aussi le phénomène d’orientation fibrillaire qui caractérise la souplesse de l’échantillon et qui corrobore le gain important en ductilité du mélange par rapport au PPC seul.

La figure 27 (à l’échelle 100 microns) montre la variation du faciès de rupture en fonction de la concentration de PPC dans le mélange. On notera sur la figure 27b un changement total de morphologie de la microstructure pour le mélange 50 %PPC/50 %PPH qui va ressembler très nettement à la morphologie du PPC, comparativement à celle du PPH (Fig. 27a). L’augmentation de la concentration en PPC à 70 %, figure 27c, n’induit pas plus de transformation substantielle de la microstructure, qui se rapproche de celle du PPC de la figure 27d. Ce changement tranchant de morphologie de la microstructure du mélange, qui passe de la phase lâche du PPH à celle plus serrée du PPC quand la concentration tend vers 50 %/50 %, peut étayer les observations faites à partir des résultats des figures 5 (indice de fluidité) et 12 (allongement à la rupture) de la transition abrupte de comportement quand la concentration en PPC passe de 50 à 60 %.

thumbnail Fig. 24

Observation au MEB des faciès de rupture du PPH : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of PPH fracture facies: a) 100 microns; b) 50 microns.

thumbnail Fig. 25

Observation au MEB des faciès de rupture du PPC : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of PPC rupture facies : a) 100 microns ; b) 50 microns.

thumbnail Fig. 26

Observation au MEB des faciès de rupture du mélange 50 %PPC/50 %PPH : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of the fracture facies of 50% PPC/50% PPH blend: a) 100 microns; b) 50 microns.

thumbnail Fig. 27

Observation au MEB des faciès de rupture des mélanges à l’échelle 100 microns.

SEM observation of fracture facies of blends at the 100 microns scale.

6 Conclusion

Dans cette contribution, nous montrons que le mélangeage mécanique de deux polymères, ici le PPH et le PPC, de caractéristiques mécaniques différentes, constitue un moyen d’obtenir des matériaux polymériques possédant des propriétés mécaniques que l’on peut optimiser en jouant sur leurs concentrations relatives. De plus, nous montrons que le vieillissement thermique accéléré contribue à améliorer certaines de ces propriétés mécaniques.

Au préalable, la caractérisation physico-chimique par DSC a montré la miscibilité du PPH et du PPC, un comportement que nous confirmons par la spectroscopie infrarouge, tandis que la détermination des valeurs des indices de fluidité de ces deux polymères de base nous a permis de choisir l’injection comme mode d’élaboration du mélange PPC/PPH.

Les essais préliminaires de traction et de résistance aux chocs ont révélé que le PPH présente, par rapport au PPC, une meilleure résistance mécanique à la traction, caractérisée par un module d’élasticité supérieur à celui du PPC, une contrainte limite élastique plus grande que celle du PPC et un grand allongement à la rupture, 1300 % celui du PPC, mais cependant une faible résistance au choc, trois fois inférieure à celle du PPC. En revanche, le PPC présente une meilleure résilience mais un module d’élasticité, une contrainte limite élastique et un allongement à la rupture plus faibles que ceux du PPH.

S’agissant des mélanges, on notera d’abord pour les indices de fluidité un facteur 2,3 fois entre les valeurs du PPH et du PPC. L’ajout de PPC au PPH accroît l’indice de fluidité ; une variation croissante en 3 modes avec une transition abrupte entre 50 et 60 % en PPC. Une telle amplitude de variation permet par le mélange de ces deux polymères des ajustements souhaités. Dans le cas de leurs propriétés mécaniques, cet ajout de PPC favorise uniquement l’augmentation de la résistance au choc ; il induit, en revanche, la diminution des paramètres caractéristiques liés aux efforts de traction que sont le module d’élasticité, la contrainte limite élastique et l’allongement à la rupture. Plus précisément, la résilience du mélange croît linéairement, entre les valeurs du PPH et du PPC, avec la concentration en PPC, le PPC se caractérisant par une résilience supérieure de 28 % à celle du PPH. Dans le cas du module d’élasticité, l’écart entre le PPH et le PPC n’étant que de 9 %, leur mélangeage n’induit pas de modifications significatives sur celui-ci. Il décroît à hauteur de 9 % entre les valeurs du PPH et du PPC, quand la concentration de PPC augmente. L’incidence du mélangeage est plus intéressant dans le cas de la contrainte limite élastique du fait de l’écart de 28 % entre les valeurs associées aux deux polymères de base. Elle décroît linéairement avec la concentration en PPC entre les valeurs du PPH et du PPC.

Mélanger du PPC à du PPH entraîne des modifications comportementales importantes de l’allongement à la rupture. On retrouve, en plus amplifiée, la variation, mais décroissante, en 3 modes, observée pour les indices de fluidité avec la concentration en PPC, et la transition abrupte au voisinage de 60 %. L’écart très important observé entre les valeurs du PPH et du PPC, soit 13 fois celle du PPC, n’est pas étranger à ces comportements.

Cette investigation a en outre montré que le vieillissement thermique accéléré, de 72 et 144 heures, impacte toutes les propriétés mécaniques, aussi bien celles des polymères de base que celles de leur mélange. Il est bénéfique pour le module d’élasticité et la contrainte limite élastique mais altère la résilience et (drastiquement) l’allongement à la rupture.

Une exposition des polymères de base au vieillissement thermique accéléré de 72 heures engendre pour le module d’élasticité et la contrainte limite élastique des augmentations substantielles respectivement de 13 et 14 % pour le PPH et de 28 et 13 % pour le PPC. En revanche, cette exposition réduit drastiquement l’allongement à la rupture, de 20 fois la valeur initiale pour le PPH et de 2 fois pour le PPC. Cette réduction concerne aussi la résilience, réduite de 5 % pour le PPH et de 25 % pour le PPC. Un prolongement de l’exposition à 144 heures accroît encore, de 5 à 10 %, les augmentations du module de Young et de la contrainte limite élastique, tandis qu’elle continue de réduire la résilience, 10 % pour le PPH et 30 % pour le PPC, mais ne réduit plus l’allongement à la rupture.

Dans le cas des mélanges, on notera d’abord ce résultat intéressant que le vieillissement thermique accéléré n’affecte pas l’allure des courbes de variation des caractéristiques mécaniques avec la concentration de l’un ou l’autre des constituants. Si bien que les améliorations de leur module d’élasticité et de leur contrainte limite élastique, d’une part, et les réductions de leur allongement à la rupture et de leur résilience, d’autre part, varient avec la concentration en PPC entre les valeurs correspondantes du PPH et du PPC soumis à la même durée de vieillissement.

En liaison avec les résultats expérimentaux obtenus, l’aspect morphologique a été aussi considéré. Les micrographies par MEB des différents faciès de rupture observés ont confirmé la ductilité du PPH par rapport au PPC corroborant ainsi l’allongement à la rupture du PPH bien plus grand que celui du PPC. L’analyse de ces micrographies a aussi confirmé la miscibilité de ces deux polymères et le gain en ductilité du mélange par rapport au PPC seul. Cette analyse a, par ailleurs, montré la variation de la morphologie des microstructures en fonction de la concentration relative du PPC dans le mélange. Elle se traduit, au-delà de 50 % de PPC, par une transition de la microstructure lâche du PPH à celle serrée du PPC ; une transition remarquable, par ailleurs, dans les comportements de l’indice de fluidité et de l’allongement à la rupture quand la concentration en PPC du mélange passe de 50 à 60 %.

Références

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Citation de l’article : Fadila Djeddi, Mouloud Mohellebi, Ahmed Ouibrahim, Optimisation des propriétés mécaniques de matériaux polymériques par les mélanges et effet bénéfique du vieillissement thermique, Matériaux & Techniques 107, 604 (2019)

Liste des tableaux

Tableau 1

Indices de fluidité à chaud du PPH et du PPC.

Melt flow indices of PPH and PPC.

Tableau 2

Paramètres de la presse d’injection.

Parameters of the injection press.

Tableau 3

Concentrations des mélanges réalisés.

Concentrations of realized blends.

Tableau 4

Influence du vieillissement thermique accéléré sur les caractéristiques mécaniques du PPH, PPC et leurs mélanges.

Influence of the accelerated thermal aging on the mechanical characteristics of PPH, PPC and their blends.

Liste des figures

thumbnail Fig. 1

Thermogramme DSC du : (a) PPC ; (b) PPH.

DSC thermogram of: (a) PPC; (b) PPH.

Dans le texte
thumbnail Fig. 2

Géométrie des éprouvettes de traction selon la norme NF EN ISO 527-2.

Tensile test sample geometry according to NF EN ISO 527-2 standard.

Dans le texte
thumbnail Fig. 3

Géométrie des éprouvettes de résilience selon la norme NE 3.03.070.

Resilience test sample geometry according to NE 3.03.070 standard.

Dans le texte
thumbnail Fig. 4

a : thermogramme DSC du mélange 50 %PPC/50 %PPH ; b : thermogrammes DSC regroupés : Figs. 1a, 1b et 4a.

a: thermogram DSC of 50%PPC/50%PPH blend; b: gathered DSC thermograms: Figs. 1a, 1b and 4a.

Dans le texte
thumbnail Fig. 5

Indice de fluidité des mélanges en fonction de la concentration en PPC.

Blends flow index as a function of PPC concentration.

Dans le texte
thumbnail Fig. 6

Spectres IR de différents mélanges PPC/PPH.

IR spectra of the different PPC/PPH blends.

Dans le texte
thumbnail Fig. 7

Courbes contrainte-déformation du mélange 50 % PPC/50 % PPH.

Stress-strain curves of the 50% PPC/50% PPH blend.

Dans le texte
thumbnail Fig. 8

Photos montrant la répétitivité des résultats sur l’allongement à la rupture en traction sur les échantillons de PPC et de PPH.

Pictures showing the results repetitiveness on elongation at break after tensile tests on PPC and PPH samples.

Dans le texte
thumbnail Fig. 9

Courbes contrainte-déformation relatives à 100 % PPH, 100 % PPC et 50 % PPC/50 %PPH.

Stress-strain curves relative to 100% PPH, 100% PPC and 50% PPC/50%PPH.

Dans le texte
thumbnail Fig. 10

Module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elasticity modulus of PPC/PPH blends as a function of PPC ratio.

Dans le texte
thumbnail Fig. 11

Contrainte limite élastique des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elastic limit stress of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

Dans le texte
thumbnail Fig. 12

Allongement à la rupture des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Elongation at break of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

Dans le texte
thumbnail Fig. 13

Résilience des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC.

Resilience of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

Dans le texte
thumbnail Fig. 14

Résilience relative (par rapport au PPH) des mélanges PPC/PPH.en fonction du taux de PPC.

Relative resilience (against PPH) of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio.

Dans le texte
thumbnail Fig. 15

Courbes contrainte-déformation du PPH avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Stress-strain curves of PPH before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 16

Courbes contrainte-déformation normalisées du PPH − Influence du vieillissement thermique.

Normalized stress-strain curves of PPH − Influence of the thermal aging.

Dans le texte
thumbnail Fig. 17

Courbes contrainte-déformation du PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Stress-strain curves of PPC before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 18

Courbes contrainte-déformation normalisées du PPC − Influence du vieillissement thermique.

Stress-strain normalized curves of PPC − Influence of the thermal aging.

Dans le texte
thumbnail Fig. 19

Module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Elasticity modulus of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 20

Gain en module d’élasticité des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement thermique.

Gain in elasticity modulus of the PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 21

Contrainte limite élastique des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Elastic limit stress of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 22

Allongement à la rupture des mélanges PPC/PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Elongation at break of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 23

Résilience des mélanges PPC/ PPH en fonction du taux de PPC avant et après différents temps de vieillissement.

Resilience of PPC/PPH blends as a function of the PPC ratio before and after different thermal aging times.

Dans le texte
thumbnail Fig. 24

Observation au MEB des faciès de rupture du PPH : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of PPH fracture facies: a) 100 microns; b) 50 microns.

Dans le texte
thumbnail Fig. 25

Observation au MEB des faciès de rupture du PPC : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of PPC rupture facies : a) 100 microns ; b) 50 microns.

Dans le texte
thumbnail Fig. 26

Observation au MEB des faciès de rupture du mélange 50 %PPC/50 %PPH : a) 100 microns ; b) 50 microns.

SEM observation of the fracture facies of 50% PPC/50% PPH blend: a) 100 microns; b) 50 microns.

Dans le texte
thumbnail Fig. 27

Observation au MEB des faciès de rupture des mélanges à l’échelle 100 microns.

SEM observation of fracture facies of blends at the 100 microns scale.

Dans le texte

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