Fissuration des mortiers - CSTB
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Étude <strong>des</strong> phénomènes chimiques et physiques agissant sur le comportement <strong>des</strong> <strong>mortiers</strong><br />
que la germination hétérogène <strong>des</strong> C-S-H à la surface <strong>des</strong> grains de C3S puisse être à<br />
l’origine de cette période d’induction (Garrault 1998 [8]).<br />
– La phase d’accélération. Selon Jennings (Jennings 1989 [6]), la précipitation <strong>des</strong> C-S-H<br />
(S) est contrôlée par la précipitation de la portlandite. Or, en présence de cette nouvelle<br />
forme de C-S-H, la couche initiale de C-S-H (M) va se dissoudre pour reformer <strong>des</strong> C-S-<br />
H (S) et ainsi faciliter la dissolution du C3S, ce qui accélère la réaction. Cette hypothèse<br />
est en accord avec le fait qu’on observe <strong>des</strong> cristaux de Ca(OH)2 en contact avec les C-<br />
S-H. Selon d’autres auteurs, c’est la croissance libre <strong>des</strong> C-S-H qui est le moteur de cette<br />
phase, qui est d’autant plus rapide que les hydrates vont croître parallèlement au grain<br />
anhydre et finir par le recouvrir totalement (Garrault et Nonat 2001 [3]).<br />
– La phase de décélération. Lorsque la surface du grain anhydre est entourée d’hydrates,<br />
la diffusion <strong>des</strong> réactants à travers cette couche dense devient plus lente, ce qui se traduit<br />
par un ralentissement de la réaction d’hydratation.<br />
– La réaction finale. Pendant cette période qui va permettre au béton de mûrir et à ses caractéristiques<br />
d’atteindre leurs valeurs maximales en terme de résistance ou de durabilité,<br />
la microstructure continue de se densifier. Les C-S-H ainsi que les cristaux de portlandite<br />
continuent de se former et de remplir la porosité. La cinétique de cette période de diffusion<br />
contrôlée est généralement modélisée de manière globale, bien que tous les mécanismes<br />
physico-chimiques ne soient pas encore tous compris.<br />
Notons que l’hydratation de phases pures de C3S reste globalement inchangée en présence<br />
de C3A et de gypse. On peut, par conséquent, considérer que ce comportement correspond par<br />
analogie à celui d’un ciment Portland (a fortiori un ciment riche en C3S).<br />
3 Microstructure et porosité<br />
Lorsque l’on s’intéresse à la microstructure de matériaux aussi hétérogènes que les<br />
matériaux cimentaires, on aborde un domaine à la fois extrêmement riche et complexe. Mo<strong>des</strong>tement,<br />
dans cette partie, nous nous intéressons seulement au C-S-H qui est le principal<br />
composant de la pâte de ciment hydratée, afin de comprendre sa structure au niveau microscopique<br />
et nanoscopique. Par la suite, l’étude de la porosité, nous le verrons tout au long de ce<br />
travail, est indispensable pour <strong>des</strong> matériaux tels que les bétons et les <strong>mortiers</strong>, afin de comprendre<br />
leurs comportements à l’échelle macroscopique.<br />
3.1 Microstructure <strong>des</strong> C-S-H<br />
3.1.1 À l’échelle moléculaire et nanométrique<br />
Le C-S-H est un hydrate de nature chimique assez complexe, dont la structure atomique n’a<br />
pas encore été entièrement résolue. Son rapport C/S varie aux alentours de 1,7 dans une pâte de<br />
ciment mûrie. Les C-S-H pouzzolaniques, formés à partir de la réaction entre la portlandite et la<br />
fumée de silice, qui est introduite comme adjuvant minéral dans les bétons, ont un rapport C/S<br />
inférieur. A l’échelle moléculaire, le modèle structural de la tobermorite est considéré comme<br />
le plus proche de celui <strong>des</strong> C-S-H, avec une répartition en feuillets d’ions calcium reliés entre<br />
eux par <strong>des</strong> groupements silicates. La figure 1.2 montre le modèle proposé par Feldman et<br />
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