Optimisation et modélisation du procédé de rotomoulage
Optimisation et modélisation du procédé de rotomoulage
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N° d’ordre 2006-ISAL-0060 Année 2006<br />
Thèse<br />
<strong>Optimisation</strong> <strong>et</strong> <strong>modélisation</strong><br />
<strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Présentée <strong>de</strong>vant<br />
L’institut national <strong>de</strong>s sciences appliquées <strong>de</strong> Lyon<br />
Pour obtenir<br />
Le gra<strong>de</strong> <strong>de</strong> docteur<br />
École doctorale : École doctorale matériaux <strong>de</strong> Lyon<br />
Par<br />
Estelle Pérot<br />
(Ingénieur Arts <strong>et</strong> Métiers)<br />
Soutenue le 6 octobre 2006 <strong>de</strong>vant la Commission d’examen<br />
Jury MM.<br />
Rapporteur D. DELAUNAY Directeur <strong>de</strong> recherche CNRS (Polytech’Nantes)<br />
Rapporteur J. VLACHOPOULOS Professeur (McMaster University, Canada)<br />
Examinateur M. BOUTAOUS Maître <strong>de</strong> Conférences (INSA Lyon)<br />
Examinateur A. TCHARKHTCHI Maître <strong>de</strong> Conférences (ENSAM Paris)<br />
Examinateur M. VINCENT Directeur <strong>de</strong> recherche CNRS (Ecole <strong>de</strong>s Mines <strong>de</strong> Paris)<br />
Directeur <strong>de</strong> thèse A. MAAZOUZ Professeur (INSA <strong>de</strong> Lyon)<br />
Invité P. BARQ Directeur R&D <strong>du</strong> Pôle Européen <strong>de</strong> Plasturgie (Bellignat)<br />
Invité B. NABETH Responsable R&D <strong>de</strong> MECAPLAST GROUP (Monaco)<br />
Laboratoire <strong>de</strong> recherche :<br />
Laboratoire <strong>de</strong> recherche pluridisciplinaire en plasturgie (ERT 10 / UMR CNRS 5627)
<strong>Optimisation</strong> <strong>et</strong> <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Résumé<br />
Le <strong>rotomoulage</strong> est un <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> transformation <strong>de</strong>s matières plastiques qui perm<strong>et</strong> principalement la<br />
réalisation <strong>de</strong> pièces creuses <strong>de</strong> gran<strong>de</strong>s dimensions, sans reprise, ni lignes <strong>de</strong> sou<strong>du</strong>re. Ce <strong>procédé</strong> est connu<br />
<strong>de</strong>puis une cinquantaine d’années, mais son utilisation est restreinte à <strong>de</strong>s pièces peu ou pas techniques : silos,<br />
balises, jou<strong>et</strong>s. Les entreprises <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont généralement <strong>de</strong> p<strong>et</strong>ites sociétés, utilisant un savoir-faire<br />
empirique, <strong>et</strong> qui sont peu génératrices d’innovations. Les inconvénients majeurs <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont<br />
aujourd’hui le temps <strong>de</strong> cycle <strong>et</strong> la non maîtrise <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>. Or <strong>de</strong> nouveaux marchés, notamment l’automobile,<br />
ayant <strong>de</strong>s exigences <strong>de</strong> pro<strong>du</strong>ctivité, <strong>de</strong> ren<strong>de</strong>ment <strong>et</strong> <strong>de</strong> qualité se profilent. Afin <strong>de</strong> saisir l’opportunité offerte<br />
par ces nouveaux marchés, il est nécessaire d’améliorer l’adéquation entre le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> le<br />
matériau.<br />
Les objectifs <strong>de</strong> ce proj<strong>et</strong> sont d’une part <strong>de</strong> mieux comprendre les relations qui existent entre le matériau, le<br />
<strong>procédé</strong> <strong>et</strong> les propriétés <strong>de</strong>s pièces finales <strong>et</strong> d’autre part, d’avoir un meilleur contrôle <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> en analysant<br />
les échanges thermiques. C’est dans ce cadre que ce proj<strong>et</strong> <strong>de</strong> thèse a été monté, en tant que thèse CIFRE au<br />
Laboratoire <strong>de</strong> Recherche Pluridisciplinaire en Plasturgie (Site <strong>de</strong> Plasturgie <strong>de</strong> l’INSA <strong>de</strong> Lyon à Oyonnax) avec<br />
le Pôle Européen <strong>de</strong> Plasturgie, en partenariat avec MECAPLAST GROUP <strong>et</strong> la Région Rhône-Alpes.<br />
Une étu<strong>de</strong> bibliographique nous a permis d’i<strong>de</strong>ntifier les verrous technologiques <strong>et</strong> scientifiques <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>. Les principaux points que nous avons cernés concernent les critères <strong>de</strong> choix <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> la<br />
<strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>. C<strong>et</strong>te thèse se décompose donc en <strong>de</strong>ux parties : la première traite <strong>de</strong>s relations entre la<br />
structure <strong>du</strong> matériau, le <strong>procédé</strong> <strong>et</strong> les propriétés finales <strong>de</strong>s pièces rotomoulées ; la secon<strong>de</strong> partie présente la<br />
<strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Durant le processus <strong>de</strong> mise en œuvre, le matériau polymère subit différentes transformations physiques : la<br />
fusion, la coalescence <strong>de</strong>s particules, la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong> volume à l’état fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> la solidification. La<br />
compréhension <strong>de</strong>s mécanismes qui régissent les évolutions morphologiques <strong>et</strong> structurales <strong>du</strong> matériau a permis<br />
d’expliquer les défauts qui apparaissent dans les pièces finales. Pour cela, une caractérisation approfondie <strong>du</strong><br />
matériau a été menée <strong>et</strong> le phénomène <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification a été modélisé. Les défauts <strong>et</strong> propriétés <strong>de</strong>s<br />
pièces rotomoulées avec la machine <strong>de</strong> laboratoire ont été analysés (bulles, vagues, propriétés mécaniques) <strong>et</strong> mis<br />
en relation avec les propriétés <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les cinétiques <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification.<br />
Afin d’étudier les phénomènes d’échanges thermiques <strong>et</strong> d’optimiser le cycle <strong>de</strong> pro<strong>du</strong>ction, un dispositif<br />
expérimental instrumenté simulant <strong>de</strong> manière locale la paroi <strong>du</strong> moule a été mis en place au Centre <strong>de</strong><br />
thermique <strong>de</strong> l’INSA <strong>de</strong> Lyon. Une <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques intervenant lors <strong>du</strong> cycle <strong>de</strong> fabrication<br />
a été validée en comparant les résultats numériques aux résultats expérimentaux obtenus sur la plaque<br />
instrumentée. D’autre part, une étu<strong>de</strong> a été réalisée en collaboration avec le Laboratoire <strong>de</strong> Thermocinétique <strong>de</strong><br />
Nantes sur l’analyse expérimentale <strong>de</strong>s transferts thermiques au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Pour cela, une métrologie<br />
thermique fine, notamment par fluxmètrie, a été utilisée in situ, directement sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> en<br />
fonctionnement. En s’appuyant sur un modèle <strong>de</strong> cinétique <strong>de</strong> cristallisation déterminé expérimentalement, le<br />
couplage entre les échanges thermiques <strong>et</strong> les changements <strong>de</strong> phase <strong>de</strong> polymères semi-cristallins a pu être<br />
décrit pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement.<br />
Mots-clés : <strong>rotomoulage</strong> – propriétés rhéologiques – coalescence – <strong>de</strong>nsification – propriétés finales –<br />
instrumentation – <strong>modélisation</strong> thermique.
Optimization and mo<strong>de</strong>lling of rotational molding process<br />
Abstract<br />
Rotational Molding is the best m<strong>et</strong>hod for pro<strong>du</strong>cing large hollow plastic articles without weld lines, such<br />
as kayak, tanks, large bins, <strong>et</strong>c. But it is a quite complex and empirical process. Constant quality in<br />
technical parts requires the mastery of the process by controlling on line the main physical phenomena.<br />
One of these of first importance is heat transfers. During the processing time, polymer pow<strong>de</strong>r melts, then<br />
the phenomena of particle coalescence and melt <strong>de</strong>nsification occur. After cooling, the mol<strong>de</strong>d part is<br />
obtained. The un<strong>de</strong>rstanding of sintering phenomenon, linked to polymer structure, may explain surface<br />
<strong>de</strong>fects and bubbles in rotationally mol<strong>de</strong>d parts.<br />
That’s why this project has been carried out. It is divi<strong>de</strong>d into two parts : the first part <strong>de</strong>als with the<br />
relationship b<strong>et</strong>ween the material structure, the process and the final properties ; the second part <strong>de</strong>als<br />
with the mo<strong>de</strong>lization of heat transfers <strong>du</strong>ring the process.<br />
Firstly, material properties such as polymer structure, rheological param<strong>et</strong>ers and surface tension were<br />
studied and linked to sintering kin<strong>et</strong>ics. The sintering phenomenon was investigated, including<br />
coalescence and <strong>de</strong>nsification, in or<strong>de</strong>r to examine the effect of particle size and shape. Moreover, existing<br />
sintering mo<strong>de</strong>ls were compared to experimental data and were improved.<br />
Secondly, sintering kin<strong>et</strong>ics were bound to final parts properties. In<strong>de</strong>ed, samples were mol<strong>de</strong>d with a<br />
pilot-scale rotational molding machine. On these samples, some <strong>de</strong>fects were d<strong>et</strong>ected such as inner<br />
roughness and bubbles. Samples mechanical properties were also studied. The effect of particle size and<br />
shape on samples properties was examined taking into account the sintering. Quantitative relationships<br />
were established. This work enabled us to mo<strong>de</strong>l the sintering phenomenon and to bind its kin<strong>et</strong>ics with<br />
polymer structure, rheological properties and final parts properties.<br />
An experimental analysis of heat transfer in rotational molding process was also lead. By using an<br />
instrumented mold associated with an original radio transmission data acquisition system, we<br />
<strong>de</strong>monstrate that the rotational nature of the process implies complex heat transfer evolutions in the<br />
mold. The crystallization of the material was mo<strong>de</strong>led with accuracy by coupling heat transfer equation to<br />
a kin<strong>et</strong>ic mo<strong>de</strong>l d<strong>et</strong>ermined by calorim<strong>et</strong>ry. Moreover, a thermal mo<strong>de</strong>l was <strong>de</strong>velopped by using a static<br />
heated plate in or<strong>de</strong>r to validate the numerical results. This mo<strong>de</strong>lization took into account the sintering<br />
phenomenon.<br />
Key words: rotational molding – sintering – rheology – coalescence – <strong>de</strong>nsification – final properties – thermal<br />
mo<strong>de</strong>l – heat transfers
Sommaire<br />
INTRODUCTION GENERALE 3<br />
PARTIE A : RELATIONS STRUCTURE DU MATERIAU / PROCEDE / PROPRIETES<br />
FINALES AU COURS DU ROTOMOULAGE 7<br />
1. INTRODUCTION DE LA PARTIE A 7<br />
2. PRESENTATION GENERALE DU PROCEDE ET ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE 8<br />
2.1. LE PROCEDE DE ROTOMOULAGE 8<br />
2.1.1. Etapes <strong>du</strong> processus <strong>de</strong> mise en œuvre, cycle thermique 8<br />
2.1.2. Avantages <strong>et</strong> inconvénients <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> 10<br />
2.1.3. Paramètres influents 11<br />
2.1.4. Critères <strong>de</strong> choix <strong>du</strong> matériau rotomoulable 12<br />
2.1.5. Qualité <strong>de</strong>s pro<strong>du</strong>its finis – Relations mise en œuvre / propriétés pièces finales 13<br />
2.2. LA FUSION-COALESCENCE-DENSIFICATION ET LES MESURES D’ENERGIES DE SURFACE 16<br />
2.2.1. Coalescence - fusion 16<br />
2.2.2. Densification 19<br />
2.2.3. Mesures <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> polymères fon<strong>du</strong>s 23<br />
2.3. CONCLUSION DE L’ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE 26<br />
3. CARACTERISATION DES MATERIAUX 27<br />
3.1. CARACTERISATION DES MATERIAUX A L’ETAT SOLIDE INITIAL 27<br />
3.1.1. Analyse granulométrique 27<br />
3.1.2. Analyse <strong>de</strong> forme 30<br />
3.1.3. Coulabilité <strong>et</strong> <strong>de</strong>nsités apparentes 33<br />
3.2. CARACTERISATION PHYSICO-CHIMIQUE DES MATERIAUX 35<br />
3.2.1. RMN 35<br />
3.2.2. CES 36<br />
3.2.3. Microanalyse 36<br />
3.2.4. Analyse aux rayons X 37<br />
3.2.5. DSC 39<br />
3.3. PROPRIETES RHEOLOGIQUES 43<br />
3.3.1. Gra<strong>de</strong>ur 43
3.3.2. Rhéomètre dynamique plan-plan 44<br />
3.4. CONCLUSION DE LA CARACTERISATION DES MATERIAUX 51<br />
4. ETUDE ET MODELISATION DE LA FUSION-COALESCENCE-DENSIFICATION 52<br />
4.1. DETERMINATION DES ENERGIES DE SURFACE 52<br />
4.1.1. Partie expérimentale 52<br />
4.1.2. Résultats <strong>de</strong>s mesures d’énergie <strong>de</strong> surface 55<br />
4.2. ETUDE ET MODELISATION DE LA COALESCENCE 57<br />
4.2.1. Partie expérimentale 57<br />
4.2.2. Résultats <strong>de</strong> la coalescence 61<br />
4.2.3. Discussions sur l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence – Perspectives pour l’application au<br />
<strong>rotomoulage</strong> 78<br />
4.3. ETUDE DE LA DENSIFICATION 79<br />
4.3.1. Dispositif expérimental 79<br />
4.3.2. Premiers résultats 80<br />
4.3.3. Discussions sur l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification – Perspectives pour l’application au<br />
<strong>rotomoulage</strong> 88<br />
4.4. CONCLUSION DE L’ETUDE DE LA COALESCENCE-DENSIFICATION 89<br />
5. ANALYSE DES PROPRIETES FINALES DES PIECES ROTOMOULEES 90<br />
5.1. MISE EN ŒUVRE DES ECHANTILLONS 90<br />
5.1.1. Machine <strong>et</strong> moule <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> 90<br />
5.1.2. Système d’acquisition <strong>de</strong> températures 90<br />
5.1.3. Paramètres expérimentaux 91<br />
5.1.4. Courbes <strong>de</strong> températures obtenues 92<br />
5.2. DEFAUTS ET PROPRIETES DES ECHANTILLONS 93<br />
5.2.1. Partie expérimentale : quantification <strong>de</strong>s défauts 93<br />
5.2.2. Résultats <strong>de</strong> la quantification <strong>de</strong>s défauts 97<br />
5.2.3. Analyses complémentaires pour comprendre les propriétés mécaniques 101<br />
5.3. CONCLUSION DE L’ANALYSE DES PROPRIETES DES PIECES ROTOMOULEES 102<br />
6. CONCLUSION DE LA PARTIE A 103
PARTIE B : MODELISATION THERMIQUE DU ROTOMOULAGE 109<br />
1. INTRODUCTION DE LA PARTIE B 109<br />
2. ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE 110<br />
2.1. ETAT DE L’ART SUR LA MODELISATION THERMIQUE DU PROCEDE DE ROTOMOULAGE 110<br />
2.2. TRANSFERTS THERMIQUES AU COURS DU ROTOMOULAGE 113<br />
2.2.1. Concepts <strong>de</strong> transferts thermiques appliqués au <strong>rotomoulage</strong> 113<br />
2.2.2. Transferts thermiques dans le four 113<br />
2.2.3. Le chauffage <strong>du</strong> moule 114<br />
2.2.4. Le chauffage <strong>de</strong> la poudre dans le moule 114<br />
2.3. MODELES THERMIQUES EXISTANTS 116<br />
2.3.1. Modélisation utilisant la température 116<br />
2.3.2. Modèle enthalpique 118<br />
2.3.3. Modèle à chaleur spécifique variable 118<br />
2.4. MODELES DE CINETIQUE DE CRISTALLISATION 118<br />
2.4.1. Cas isotherme : théorie d’Avrami 119<br />
2.4.2. Cas <strong>de</strong>s refroidissements à vitesse constante : théorie d’Ozawa 120<br />
2.4.3. Cas <strong>de</strong>s refroidissements à vitesse quelconque : théorie <strong>de</strong> Nakamura 121<br />
3. ETUDE ET MODELISATION DE LA FUSION D’UN LIT DE POUDRE SUR UNE PLAQUE STATIQUE<br />
INSTRUMENTEE (CETHIL) 122<br />
3.1. ETUDE PRELIMINAIRE ET CONCEPTION DU DISPOSITIF EXPERIMENTAL 122<br />
3.2. MODELE THERMIQUE UTILISE, INCLUANT LA COALESCENCE-DENSIFICATION 123<br />
3.2.1. Modélisation <strong>de</strong>s phénomènes thermiques 123<br />
3.2.2. Evolutions <strong>de</strong>s caractéristiques thermiques 127<br />
3.2.3. Simulation Numérique 130<br />
3.2.4. Modélisation <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification 133<br />
3.2.5. Combinaison <strong>de</strong>s modèles <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification avec le modèle thermique 134<br />
3.3. RESULTATS NUMERIQUES 135<br />
3.3.1. Fraction volumique d’air 135<br />
3.3.2. Caractéristiques thermiques 137<br />
3.4. VALIDATION DU MODELE 138<br />
3.4.1. Résultats expérimentaux 138<br />
3.4.2. Utilisation <strong>de</strong>s données expérimentales en conditions limites 140
3.4.3. Comparaison expérimentale 141<br />
3.5. CONCLUSION 144<br />
4. ETUDE DES ECHANGES THERMIQUES GRACE A LA FLUXMETRIE (LTN) 145<br />
4.1. OBJECTIFS 145<br />
4.2. CARACTERISATION THERMIQUE DU MATERIAU ET DETERMINATION DU MODELE CINETIQUE<br />
145<br />
4.2.1. Propriétés thermiques <strong>du</strong> matériau 145<br />
4.2.2. Détermination <strong>de</strong> la cinétique <strong>de</strong> cristallisation 146<br />
4.3. MISE EN ŒUVRE PAR ROTOMOULAGE AVEC INSTRUMENTATION PAR FLUXMETRIE 150<br />
4.3.1. Système expérimental 150<br />
4.3.2. Essais réalisés avec le fluxmètre 153<br />
4.4. ETUDES DES ECHANGES THERMIQUES PENDANT LE PROCEDE DE ROTOMOULAGE 153<br />
4.4.1. Phase <strong>de</strong> chauffe 154<br />
4.4.2. Phase <strong>de</strong> refroidissement 155<br />
4.5. SIMULATION NUMERIQUE 162<br />
4.5.1. Modèle 162<br />
4.5.2. Résultats <strong>et</strong> discussion 163<br />
4.6. CONCLUSION 165<br />
5. CONCLUSION DE LA PARTIE B 166<br />
CONCLUSION GENERALE ET PERSPECTIVES 171<br />
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES 175
Intro<strong>du</strong>ction générale<br />
Intro<strong>du</strong>ction générale<br />
- 1 -
Estelle Pérot<br />
- 2 -
Intro<strong>du</strong>ction générale<br />
Intro<strong>du</strong>ction générale<br />
Le <strong>rotomoulage</strong> est un <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> transformation <strong>de</strong>s matières plastiques propre <strong>et</strong> peu<br />
consommateur d’énergie. Il perm<strong>et</strong> la réalisation <strong>de</strong> pièces creuses <strong>de</strong> dimensions pouvant<br />
être importantes (plusieurs m3) <strong>et</strong> avec <strong>de</strong>s formes pouvant être complexes. Ce <strong>procédé</strong> est<br />
connu <strong>de</strong>puis une cinquantaine d’années, mais son utilisation est généralement restreinte à<br />
<strong>de</strong>s pièces peu ou pas techniques : silos, balises, jou<strong>et</strong>s. Les rotomouleurs sont<br />
majoritairement <strong>de</strong> p<strong>et</strong>ites sociétés, utilisant un savoir-faire empirique, <strong>et</strong> qui sont peu<br />
génératrices d’innovations.<br />
Les inconvénients majeurs <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont aujourd’hui le temps <strong>de</strong> cycle <strong>et</strong> la non<br />
maîtrise <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>. Or <strong>de</strong> nouveaux marchés ayant <strong>de</strong>s exigences <strong>de</strong> pro<strong>du</strong>ctivité, <strong>de</strong><br />
ren<strong>de</strong>ment <strong>et</strong> <strong>de</strong> qualité se profilent. Les applications visées concernent notamment le<br />
domaine <strong>de</strong>s applications automobiles. Afin <strong>de</strong> saisir l’opportunité offerte par ces nouveaux<br />
marchés, il est nécessaire d’améliorer l’adéquation entre le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> le<br />
matériau. C’est dans c<strong>et</strong>te optique que ce proj<strong>et</strong> <strong>de</strong> thèse a été lancé, en octobre 2003, par le<br />
PEP <strong>et</strong> le laboratoire <strong>de</strong> recherche pluridisciplinaire en plasturgie <strong>du</strong> Site <strong>de</strong> Plasturgie <strong>de</strong><br />
l’INSA <strong>de</strong> Lyon à Oyonnax, en collaboration avec MECAPLAST Group <strong>et</strong> la région Rhône-<br />
Alpes.<br />
Aussi, une étu<strong>de</strong> bibliographique a été menée pour i<strong>de</strong>ntifier les principaux verrous<br />
technologiques <strong>et</strong> scientifiques <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Elle nous a permis <strong>de</strong> j<strong>et</strong>er les<br />
bases d’une démarche qui s’appuie sur l’outil <strong>de</strong> simulation dans le cadre d’une meilleure<br />
compréhension <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Les principaux points que nous avons cernés<br />
concernent :<br />
- les critères <strong>de</strong> choix <strong>du</strong> matériau rotomoulable. On note la rar<strong>et</strong>é d’étu<strong>de</strong>s sur la relation<br />
entre les propriétés <strong>de</strong> compacité <strong>et</strong> d’écoulement <strong>de</strong> la poudre <strong>et</strong> son adéquation au <strong>procédé</strong><br />
(forme <strong>de</strong>s particules, viscosité…)<br />
- la <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> pour laquelle les trois points essentiels sont : la caractérisation<br />
<strong>de</strong>s écoulements, les transferts <strong>de</strong> chaleur <strong>et</strong> le phénomène <strong>de</strong> fusion-coalescence<strong>de</strong>nsification<br />
(sintering).<br />
Sur le premier point, la littérature montre qu’il est difficile <strong>de</strong> caractériser le comportement<br />
<strong>de</strong> la poudre en écoulement <strong>et</strong> on illustre les différents <strong>et</strong> très complexes régimes<br />
d’écoulement rencontrés dans la configuration simplifiée <strong>du</strong> tambour tournant, isotherme<br />
(oscillation en masse, écoulement en pluie, par exemple) [1-3]. C<strong>et</strong>te démarche paraît très<br />
simplificatrice lorsqu’on sait que le comportement <strong>de</strong> la poudre doit être décrit dans <strong>de</strong>s<br />
conditions d’écoulement tridimensionnel <strong>et</strong> non isotherme. Ceci rend par conséquent la<br />
compréhension <strong>et</strong> la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> tels comportements très complexes.<br />
Sur le second point, relatif aux transferts thermiques, on remarque une faiblesse <strong>de</strong> l’analyse<br />
<strong>de</strong>s transferts thermiques ressortant <strong>de</strong> la littérature [4] [5] [6] [7] [8]. Les équations sont<br />
suj<strong>et</strong>tes à caution <strong>et</strong> l’expérimentation n’est pas suivie d’une instrumentation très fine aidant<br />
à la compréhension <strong>et</strong> à la <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>.<br />
Sur le troisième point, les chercheurs travaillant sur le <strong>rotomoulage</strong> s’intéressent <strong>de</strong> plus en<br />
plus à la fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification car c’est l’un <strong>de</strong>s points-clés <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>. En eff<strong>et</strong>,<br />
ce phénomène a un impact direct sur les propriétés <strong>de</strong>s pièces finales <strong>et</strong> peut se modéliser à<br />
- 3 -
Estelle Pérot<br />
l’ai<strong>de</strong> <strong>de</strong> paramètres intrinsèques au matériau (viscosité, tension superficielle…)[9] [10-13]<br />
[14] [15].<br />
C<strong>et</strong>te thèse se décompose donc en <strong>de</strong>ux parties : la première traite <strong>de</strong>s relations entre la<br />
structure <strong>du</strong> matériau, le <strong>procédé</strong> <strong>et</strong> les propriétés finales <strong>de</strong>s pièces rotomoulées ; la secon<strong>de</strong><br />
partie présente la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Durant le processus <strong>de</strong> mise en œuvre, le matériau polymère subit différentes<br />
transformations physiques : la fusion, la coalescence <strong>de</strong>s particules, la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong><br />
volume à l’état fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> la solidification. La compréhension <strong>de</strong>s mécanismes qui régissent les<br />
évolutions morphologiques <strong>et</strong> structurales <strong>du</strong> matériau a permis d’expliquer les défauts qui<br />
apparaissent dans les pièces finales. Pour cela, une caractérisation approfondie <strong>du</strong> matériau a<br />
été menée <strong>et</strong> le phénomène <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification a été modélisé. Les défauts <strong>et</strong><br />
propriétés <strong>de</strong>s pièces rotomoulées avec la machine <strong>de</strong> laboratoire ont été analysés (bulles,<br />
vagues, propriétés mécaniques) <strong>et</strong> mis en relation avec les propriétés <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les<br />
cinétiques <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification.<br />
Afin d’étudier les phénomènes d’échanges thermiques <strong>et</strong> d’optimiser le cycle <strong>de</strong> pro<strong>du</strong>ction,<br />
un dispositif expérimental instrumenté simulant <strong>de</strong> manière locale <strong>de</strong> tels échanges à la paroi<br />
<strong>du</strong> moule a été mis en place au Centre <strong>de</strong> thermique <strong>de</strong> l’INSA <strong>de</strong> Lyon. Une <strong>modélisation</strong><br />
<strong>de</strong>s échanges thermiques intervenant lors <strong>du</strong> cycle <strong>de</strong> fabrication a été validée en comparant<br />
les résultats numériques aux résultats expérimentaux obtenus sur la plaque instrumentée.<br />
D’autre part, une étu<strong>de</strong> a été réalisée en collaboration avec le Laboratoire <strong>de</strong><br />
Thermocinétique <strong>de</strong> Nantes sur l’analyse expérimentale <strong>de</strong>s transferts thermiques au cours<br />
<strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Pour cela, une métrologie thermique fine, notamment par fluxmètrie, a été<br />
utilisée in situ, directement sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> en fonctionnement. En<br />
s’appuyant sur un modèle <strong>de</strong> cinétique <strong>de</strong> cristallisation déterminé expérimentalement, le<br />
couplage entre les échanges thermiques <strong>et</strong> les changements <strong>de</strong> phase <strong>de</strong> polymères semicristallins<br />
a pu être décrit pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement.<br />
- 4 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Partie A :<br />
Relations structure <strong>du</strong> matériau /<br />
<strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
- 5 -
Estelle Pérot<br />
- 6 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> /<br />
propriétés finales au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
1. Intro<strong>du</strong>ction <strong>de</strong> la partie A<br />
Durant le processus <strong>de</strong> mise en œuvre, le matériau polymère subit différentes<br />
transformations physiques : la fusion, la coalescence <strong>de</strong>s particules, la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong><br />
volume à l’état fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> la solidification. La compréhension <strong>de</strong>s mécanismes qui régissent les<br />
évolutions morphologiques <strong>et</strong> structurales <strong>du</strong> matériau pourrait expliquer les défauts qui<br />
apparaissent dans les pièces finales.<br />
Les recherches publiées dans la littérature au suj<strong>et</strong> <strong>de</strong> la coalescence [16], <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification<br />
[12] <strong>et</strong> <strong>de</strong>s propriétés finales <strong>de</strong>s pièces rotomoulées [17] prennent rarement en compte toutes<br />
les étapes <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>, <strong>du</strong> début à la fin, c’est à dire <strong>de</strong>s propriétés <strong>du</strong> matériau initial à celles<br />
<strong>de</strong>s pièces finales. C’est l’objectif <strong>du</strong> travail qui est présenté dans c<strong>et</strong>te partie.<br />
Ce travail consiste à établir <strong>de</strong>s relations entre la structure <strong>du</strong> matériau, sa mise en oeuvre <strong>et</strong><br />
ses propriétés finales suivant trois étapes :<br />
La première étape concerne les caractérisations physico-chimiques <strong>et</strong> rhéologiques <strong>de</strong>s<br />
matériaux utilisés. Elles ont permis d’analyser finement leurs propriétés structurales <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
mieux comprendre la relation qui existe entre la structure <strong>et</strong> les propriétés (distribution <strong>de</strong>s<br />
séquences dans le copolymère, masses molaires moyennes <strong>et</strong> polymolécularité, viscosité,<br />
temps <strong>de</strong> relaxation, <strong>et</strong>c.).<br />
La secon<strong>de</strong> étape tente <strong>de</strong> modéliser le processus <strong>de</strong> fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification (appelé<br />
« sintering »). C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> a nécessité la mise en oeuvre d’une méthodologie expérimentale<br />
originale basée sur la mesure <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s polymères à l’état fon<strong>du</strong>. De plus,<br />
un dispositif expérimental a été mis en place pour visualiser le sintering. Ceci a permis<br />
d’étudier l’influence <strong>de</strong> la forme <strong>et</strong> <strong>de</strong> la taille initiale <strong>de</strong>s particules. Les résultats<br />
expérimentaux obtenus sont systématiquement comparés aux modèles <strong>de</strong> simulation<br />
existants.<br />
Enfin, la <strong>de</strong>rnière étape concerne les essais réalisés sur une machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>de</strong><br />
laboratoire qui ont permis <strong>de</strong> qualifier différents défauts : la rugosité <strong>et</strong> les vagues sur la<br />
surface interne, les bulles dans l’épaisseur <strong>et</strong> les microporosités externes. L’analyse <strong>de</strong> ces<br />
défauts est complétée par l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces finales rotomoulées.<br />
- 7 -
Estelle Pérot<br />
2. Présentation générale <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>et</strong> étu<strong>de</strong> bibliographique<br />
2.1. Le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2.1.1. Etapes <strong>du</strong> processus <strong>de</strong> mise en œuvre, cycle thermique<br />
Les 4 étapes <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont représentées sur la Figure 1.<br />
Figure 1 : Etapes <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Chargement <strong>du</strong> moule : Une charge <strong>de</strong> poudre <strong>de</strong> polymère est placée dans le moule qui est<br />
ensuite fermé. C<strong>et</strong>te quantité doit être prédéfinie afin <strong>de</strong> donner l'épaisseur <strong>de</strong> pièce voulue.<br />
Chauffage : Le moule est ensuite intro<strong>du</strong>it dans un four où il est chauffé jusqu'à une<br />
température légèrement supérieure à la température <strong>de</strong> fusion <strong>du</strong> polymère. Lorsqu'il se<br />
trouve à l'intérieur <strong>du</strong> four, le moule tourne autour <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux axes orthogonaux. Ainsi, sous<br />
l’eff<strong>et</strong> <strong>de</strong> la gravité, le polymère à l'état fon<strong>du</strong> prend progressivement la forme intérieure <strong>du</strong><br />
moule. La rotation continue jusqu'à ce que la matière soit uniformément répartie, afin que<br />
l'épaisseur <strong>de</strong> la pièce soit la plus homogène possible.<br />
Refroidissement : Alors que la rotation biaxiale continue, le moule est transféré à un poste <strong>de</strong><br />
refroidissement. De l'eau, <strong>de</strong> l'air, ou une combinaison <strong>de</strong>s <strong>de</strong>ux, est utilisé pour refroidir le<br />
moule <strong>et</strong> le polymère. Le refroidissement continue jusqu'à ce que le polymère soit solidifié.<br />
Démoulage : Après refroidissement, le moule est transféré au poste <strong>de</strong> chargement /<br />
déchargement. Le moule est ouvert <strong>et</strong> la pièce est r<strong>et</strong>irée <strong>du</strong> moule. Après démoulage, le<br />
moule peut être rechargé <strong>et</strong> le cycle peut recommencer.<br />
Etant donné que le <strong>rotomoulage</strong> est un <strong>procédé</strong> très peu automatisé, un gain <strong>de</strong> temps<br />
important pourrait être obtenu au cours <strong>du</strong> démoulage <strong>et</strong> <strong>du</strong> chargement.<br />
Il faut noter que la température <strong>de</strong> consigne <strong>du</strong> four est assez différente <strong>de</strong> celle à l'intérieur<br />
<strong>du</strong> moule (Figure 2). La température <strong>du</strong> moule ou <strong>de</strong> son contenu sont très dépendantes <strong>de</strong><br />
celle <strong>du</strong> four, mais elles dépen<strong>de</strong>nt également d'autres facteurs tels que:<br />
- la quantité <strong>et</strong> la nature <strong>du</strong> polymère<br />
- le rapport surface/volume <strong>du</strong> moule<br />
- la matière <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> son épaisseur<br />
- 8 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
La température <strong>de</strong> l'air à l'intérieur <strong>du</strong> moule (Figure 2) donne une idée assez précise <strong>de</strong>s<br />
changements d'état <strong>du</strong> polymère, notamment pour le début <strong>et</strong> la fin <strong>de</strong> la fusion ainsi que<br />
pour la cristallisation.<br />
300<br />
250<br />
Moule<br />
Interne<br />
four<br />
Température (°C)<br />
200<br />
150<br />
100<br />
A<br />
B<br />
C<br />
D<br />
E<br />
F<br />
G<br />
50<br />
0<br />
temps (min)<br />
0 5 10 15 20 25 30 35<br />
Poudre Poudre +<br />
Liqui<strong>de</strong><br />
Liqui<strong>de</strong><br />
Liqui<strong>de</strong><br />
Liqui<strong>de</strong>+Soli<strong>de</strong><br />
Soli<strong>de</strong><br />
Figure 2 : Cycle <strong>de</strong> température / temps au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Le diagramme température / temps – état <strong>de</strong> la matière illustre le cycle <strong>de</strong> transformation en<br />
différentes phases :<br />
Première phase<br />
Au début, le moule <strong>et</strong> le polymère sont froids <strong>et</strong> la poudre bouge librement. La chaleur passe<br />
donc directement à travers le moule pour chauffer l'air intérieur <strong>et</strong> la poudre <strong>de</strong> polymère.<br />
Tant que le polymère ne colle pas aux parois <strong>du</strong> moule, la température intérieure augmente à<br />
vitesse quasi constante.<br />
Deuxième phase<br />
En “A”, la première couche <strong>de</strong> polymère adhère au moule. La ré<strong>du</strong>ction <strong>de</strong> la montée en<br />
température s'explique par l'absorption d'énergie <strong>du</strong>e à la chaleur latente <strong>de</strong> fusion. La<br />
chaleur doit maintenant traverser une couche <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> qui a <strong>de</strong> plus faibles<br />
propriétés thermiques (con<strong>du</strong>ctivité) que le moule.<br />
Troisième phase<br />
En “B”, toute la poudre est fon<strong>du</strong>e. La température continue à augmenter pendant que le<br />
mélange s'homogénéise. La température maximale (point “C”) est imposée par la<br />
température <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> le temps passé à l'intérieur. Ce pic est lié à la résistance thermique<br />
<strong>du</strong> pro<strong>du</strong>it moulé. Entre B <strong>et</strong> C, l'homogénéisation <strong>de</strong> la pâte a lieu. Les grains coalescent.<br />
- 9 -
Estelle Pérot<br />
Les bulles entre les particules disparaissent progressivement. La surface interne <strong>de</strong>vient lisse<br />
<strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> la pièce augmente.<br />
Quatrième phase<br />
Quand le moule est placé dans la zone <strong>de</strong> refroidissement, entre les points «C» <strong>et</strong> «G», la<br />
température continue à augmenter <strong>du</strong> fait <strong>de</strong> l'inertie thermique <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> <strong>du</strong> polymère<br />
fon<strong>du</strong>. Si la vitesse <strong>de</strong> refroidissement est trop rapi<strong>de</strong>, cela peut causer <strong>de</strong>s problèmes <strong>de</strong><br />
déformation car il peut alors y avoir <strong>de</strong>s différences <strong>de</strong> dilatation trop marquées entre le<br />
polymère <strong>et</strong> le moule. Le polymère est sous forme <strong>de</strong> couche fon<strong>du</strong>e : il n'est pas encore<br />
solidifié.<br />
Cinquième <strong>et</strong> sixième phases<br />
Pour certains matériaux, comme le PE, on observe un plateau lors <strong>de</strong> la cristallisation.<br />
Le <strong>de</strong>uxième plateau peut être lié à la dégradation. En eff<strong>et</strong>, un matériau dégradé cristallise à<br />
plus basse température. Près <strong>de</strong> «D», la solidification a lieu <strong>et</strong> est mise en évi<strong>de</strong>nce par<br />
l'inflexion <strong>de</strong> la courbe. Près <strong>de</strong> «E», la pièce se décolle <strong>du</strong> moule.<br />
2.1.2. Avantages <strong>et</strong> inconvénients <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Les avantages <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont les suivants :<br />
- Les moules sont relativement simples <strong>et</strong> peu coûteux par rapport à ceux <strong>de</strong>s<br />
<strong>procédé</strong>s classiques, car le <strong>rotomoulage</strong> ne nécessite pas <strong>de</strong> hautes pressions.<br />
- Des moules <strong>de</strong> tailles <strong>et</strong> <strong>de</strong> formes différentes peuvent être montés sur la même<br />
machine <strong>et</strong> utilisés simultanément.<br />
- Les pièces <strong>de</strong> forme complexe peuvent être rotomoulées. Ce <strong>procédé</strong> est<br />
particulièrement bien adapté pour les grosses pièces <strong>de</strong> forte épaisseur mais aussi<br />
pour les pièces techniques telles que les multicouches.<br />
- Des inserts en plastique ou en métal peuvent être facilement fixés sur le moule.<br />
- Les pièces ont une épaisseur relativement uniforme (en comparaison avec le<br />
thermoformage). Et l’épaisseur peut être changée sans modifier le moule.<br />
- Le <strong>rotomoulage</strong> <strong>de</strong> matériaux composites est possible.<br />
- Les lignes <strong>de</strong> sou<strong>du</strong>res (<strong>du</strong>es au plan <strong>de</strong> joint) peuvent être facilement évitées.<br />
- Des détails <strong>de</strong> surface peuvent également êtres obtenus.<br />
- Le <strong>rotomoulage</strong> ne génère que très peu <strong>de</strong> déch<strong>et</strong>s (en comparaison avec<br />
l’injection).<br />
- Les pièces finales sont quasiment sans contrainte rési<strong>du</strong>elle.<br />
- Les p<strong>et</strong>ites séries <strong>de</strong> pièces peuvent être économiquement viables.<br />
Les inconvénients <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont les suivants :<br />
- Le temps <strong>de</strong> cycle est important en comparaison aux autres <strong>procédé</strong>s, spécialement<br />
pour les multicouches.<br />
- Peu <strong>de</strong> matériaux sont élaborés par ce <strong>procédé</strong>. Actuellement environ 90% <strong>de</strong>s pièces<br />
rotomoulées sont en polyéthylène. Cependant la gamme <strong>de</strong>s matériaux est en<br />
- 10 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
constante augmentation compte tenu <strong>de</strong>s exigences croissantes en performances<br />
thermiques, physiques <strong>et</strong> mécaniques.<br />
- Le prix <strong>de</strong>s matériaux est relativement élevé car leur micronisation est nécessaire.<br />
2.1.3. Paramètres influents<br />
Les paramètres influents <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont:<br />
- Les propriétés <strong>de</strong> la matière utilisée<br />
- La nature <strong>du</strong> moule (matériau, épaisseur...)<br />
- La température <strong>du</strong> four<br />
- Le temps <strong>de</strong> chauffage<br />
- La vitesse <strong>de</strong> refroidissement<br />
- Les vitesses <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong>s axes majeur <strong>et</strong> mineur, <strong>et</strong> leur rapport<br />
- L’atmosphère interne au moule (pression, gaz inerte)<br />
Les <strong>de</strong>ux premiers paramètres sont intrinsèques à la matière choisie <strong>et</strong> au moule utilisé, <strong>et</strong> les<br />
autres sont liés aux conditions <strong>de</strong> mise en œuvre <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>. Celles-ci vont avoir une<br />
influence sur les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces finales.<br />
Par exemple, si le temps ou la température <strong>de</strong> chauffe sont insuffisants, la fusion <strong>et</strong> la<br />
<strong>de</strong>nsification sont incomplètes, ce qui entraîne une diminution <strong>de</strong> la rigidité <strong>et</strong> <strong>de</strong> la <strong>du</strong>r<strong>et</strong>é<br />
<strong>du</strong> matériau final. Par contre, si le temps ou la température <strong>de</strong> chauffe sont excessifs, la<br />
matière se dégra<strong>de</strong> <strong>et</strong> les pièces finales <strong>de</strong>viennent fragiles.<br />
Le refroidissement <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> <strong>de</strong> la pièce se fait en général uniquement par l’extérieur, ce<br />
qui engendre un refroidissement dissymétrique dans l’épaisseur <strong>de</strong> la pièce <strong>et</strong> une vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement plus lente que si un refroidissement interne s’ajoutait. La vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement influe sur la structure <strong>et</strong> les propriétés <strong>du</strong> matériau final, sur le r<strong>et</strong>rait <strong>et</strong> les<br />
déformations <strong>de</strong> la pièce. Par exemple, si le refroidissement est rapi<strong>de</strong> (par eau), la rigidité<br />
<strong>du</strong> matériau final diminue mais sa <strong>du</strong>r<strong>et</strong>é augmente. Si le refroidissement est plus lent (par<br />
air), la rigidité augmente mais la résistance aux chocs diminue. Les échanges thermiques sont<br />
donc un paramètre important à contrôler <strong>et</strong> à maîtriser.<br />
Les vitesses <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong>s axes <strong>et</strong> leur rapport ont une influence directe sur la répartition <strong>de</strong><br />
la matière dans le moule pour avoir une épaisseur <strong>de</strong> pièce uniforme. En considérant que la<br />
zone d’encombrement <strong>de</strong> l’axe mineur est située à l’intérieur <strong>de</strong> celle <strong>de</strong> l’axe majeur, le<br />
rapport <strong>de</strong>s vitesses est défini arbitrairement par la formule :<br />
vitesse <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong> l ' axe majeur<br />
rapport <strong>de</strong>s vitesses =<br />
vitesse <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong> l ' axe mi. neur −vitesse <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong> l ' axe majeur<br />
Équation 1<br />
Les vitesses étant exprimées en tr/min.<br />
Selon McNeill Akron [18], les rapports <strong>de</strong> vitesses recommandés suivant la géométrie <strong>du</strong><br />
moule sont présentés dans le Tableau 1.<br />
- 11 -
Estelle Pérot<br />
Rapport <strong>de</strong>s Forme <strong>du</strong> moule<br />
vitesses<br />
8 : 1 Oblongs, tubes droits (montés horizontalement, suivant axe majeur)<br />
5 : 1 Tuyaux<br />
3 : 1 Cubes, boules, boîtes rectangulaires, la plupart <strong>de</strong>s formes régulières 3D<br />
2 : 1 Anneaux, pneus, mannequins, formes plates<br />
1 : 2 Pièces qui ont <strong>de</strong>s variations d’épaisseur avec un rapport 2 : 1<br />
1 : 3 Rectangles plats, formes <strong>de</strong> valise<br />
1 : 4 Tuyaux courbés, Pièces qui ont <strong>de</strong>s variations d’épaisseur à 3 : 1<br />
1 : 5 Cylindres montés verticalement (suivant axe mineur)<br />
Tableau 1 : Rapports <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> rotation recommandés<br />
Il existe un logiciel [19, 20] : ROTOSIM® (développé par l’université <strong>de</strong> Belfast), qui perm<strong>et</strong><br />
<strong>de</strong> définir les « bonnes » vitesses <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong>s axes. Il prédit la distribution <strong>de</strong> matière à<br />
l’intérieur <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> la répartition <strong>de</strong>s épaisseurs. Il perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> calculer la masse <strong>de</strong> matière<br />
à intro<strong>du</strong>ire dans le moule pour avoir l’épaisseur <strong>de</strong> paroi souhaitée. Il ai<strong>de</strong> à positionner le<br />
moule sur le porte-moule. Néanmoins ce logiciel a été développé pour un <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
chauffage au gaz, ce qui est limitatif. En outre, les hypothèses r<strong>et</strong>enues pour représenter les<br />
propriétés <strong>de</strong>s matériaux sont trop simplifiées : notamment les poudres à l’état soli<strong>de</strong> sont<br />
considérées comme <strong>de</strong>s liqui<strong>de</strong>s newtoniens. Malheureusement le comportement<br />
rhéologique <strong>du</strong> thermoplastique à l’état fon<strong>du</strong> n’est pas assimilable à ce type <strong>de</strong> liqui<strong>de</strong> <strong>et</strong><br />
doit être pris en considération.<br />
La mise sous pression à l’intérieur <strong>du</strong> moule perm<strong>et</strong> d’évacuer physiquement les bulles <strong>du</strong><br />
polymère fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> ainsi <strong>de</strong> ré<strong>du</strong>ire le temps <strong>de</strong> chauffe (qui est souvent prolongé dans ce<br />
but), donc d’améliorer les propriétés mécaniques (en diminuant la dégradation thermique).<br />
Elle perm<strong>et</strong> aussi, pendant le refroidissement, <strong>de</strong> minimiser le r<strong>et</strong>rait <strong>et</strong> les déformations. Elle<br />
engendre une amélioration <strong>de</strong>s transferts thermiques dans le moule, car il n’y a plus <strong>de</strong><br />
convection <strong>de</strong> l’air interne.<br />
Une pression <strong>de</strong> 1,4 bars suffit, en général [21]. Mais c<strong>et</strong>te mise en pression présuppose une<br />
étanchéité <strong>du</strong> plan <strong>de</strong> joint <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> une bonne conception <strong>de</strong>s évents, ce qui n’est pas<br />
toujours le cas, ce qui explique le fait qu’elle ne soit pas souvent employée.<br />
2.1.4. Critères <strong>de</strong> choix <strong>du</strong> matériau rotomoulable<br />
Une matière rotomoulable doit présenter les propriétés suivantes :<br />
- facilité <strong>de</strong> mise en poudre,<br />
- pic <strong>de</strong> fusion étroit pour éviter les amas,<br />
- adhésion au moule après la fusion,<br />
- viscosité adaptée,<br />
- bonne stabilité thermique.<br />
Un autre critère important, une fois le gra<strong>de</strong> <strong>du</strong> matériau choisi, est la taille <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s<br />
particules utilisées. La granulométrie moyenne typique utilisée en <strong>rotomoulage</strong> est <strong>de</strong> 500<br />
- 12 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
µm. Quant à la forme, selon Rao <strong>et</strong> Throne [1], la forme idéale <strong>de</strong>s particules pour le<br />
<strong>rotomoulage</strong> est le « squared egg » : la particule doit avoir une projection <strong>de</strong> côté en forme<br />
d’œuf, <strong>et</strong> une projection <strong>de</strong> <strong>de</strong>ssus en forme <strong>de</strong> carré ou <strong>de</strong> rectangle, avec <strong>de</strong> grands rayons<br />
aux coins. Les particules sphériques sont à éviter parce qu’elles ont une <strong>de</strong>nsité apparente<br />
faible <strong>et</strong> le contact inter particulaire est ponctuel. Les particules en forme d’aiguille doivent<br />
aussi être évitées à cause <strong>du</strong> trop grand nombre <strong>de</strong> porosités qu’elles provoquent dans les<br />
pièces finies.<br />
Actuellement, 90% environ <strong>de</strong> la pro<strong>du</strong>ction par <strong>rotomoulage</strong> est réalisée à partir <strong>de</strong><br />
Polyéthylène (PE), qui convient pour <strong>de</strong>s applications non techniques (balises autoroutières,<br />
jou<strong>et</strong>s…), <strong>et</strong> pour <strong>de</strong>s utilisations à température assez basse (ambiante).<br />
Quoiqu’il en soit, jusqu’à présent, il n’y a pas eu d’étu<strong>de</strong> qui montre l’adéquation entre<br />
matériau <strong>et</strong> <strong>procédé</strong> en se basant sur la structure <strong>du</strong> matériau (masse molaire moyenne en<br />
masse <strong>et</strong> en nombre, énergie <strong>de</strong> surface, viscosité…).<br />
2.1.5. Qualité <strong>de</strong>s pro<strong>du</strong>its finis – Relations mise en œuvre /<br />
propriétés pièces finales<br />
2.1.5.1. Dégradation<br />
Cramez <strong>et</strong> al. [22] ont réalisé la seule étu<strong>de</strong> publiée sur la dégradation <strong>de</strong>s polymères<br />
pendant le <strong>rotomoulage</strong>. Leur étu<strong>de</strong> est menée en faisant varier la rampe <strong>de</strong> montée en<br />
température, la nature <strong>et</strong> l’épaisseur <strong>du</strong> moule. Les essais <strong>de</strong> dégradation ont été faits en DSC<br />
(analyse enthalpique différentielle) sur 15 mg <strong>de</strong> matière, sous air, en isothermes <strong>et</strong> nonisothermes<br />
(suivant la norme ASTM D3895-97).<br />
Les conclusions <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> sont les suivantes :<br />
- La valeur <strong>du</strong> pic <strong>de</strong> température <strong>de</strong> l’air interne <strong>du</strong> moule dépend <strong>de</strong> la rampe <strong>de</strong><br />
montée en température (une rampe plus faible donne une T° <strong>de</strong> pic plus faible)<br />
- Le temps <strong>de</strong> début <strong>de</strong> dégradation dépend <strong>de</strong> la nature <strong>du</strong> moule, donc <strong>de</strong> la<br />
rampe <strong>de</strong> température.<br />
- Le début <strong>de</strong> la dégradation dans les pièces rotomoulées peut être prédit en<br />
suivant la concentration d’antioxydant dans le polymère.<br />
La dégradation reste donc l’un <strong>de</strong>s verrous scientifiques <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
2.1.5.2. Influence <strong>de</strong>s rampes <strong>de</strong> température<br />
Van Hooidonk <strong>et</strong> al. [23] ont mené une étu<strong>de</strong> sur les propriétés mécaniques (résistance aux<br />
chocs, mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> flexion), la <strong>de</strong>nsité <strong>et</strong> la cristallinité <strong>du</strong> PP rotomoulé en faisant varier la<br />
rampe <strong>de</strong> montée <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>scente en température, sous azote. Ils l’ont alors comparé aux<br />
propriétés <strong>du</strong> PP injecté. Ils ont réalisé <strong>de</strong>s essais <strong>de</strong> chocs (suivant la norme ASTM D3029-<br />
90) <strong>et</strong> <strong>de</strong> flexion (suivant la norme ASTM D790M) <strong>et</strong> <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> cristallinité par DSC<br />
(ASTM D3895-97).<br />
Les conclusions <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> [23] sont les suivantes :<br />
- 13 -
Estelle Pérot<br />
- Seules les propriétés aux chocs <strong>du</strong> PP rotomoulé sont influencées par le<br />
changement <strong>de</strong> rampe <strong>de</strong> température.<br />
- Pour la résistance aux chocs, la cristallinité est un facteur plus important que la<br />
dégradation.<br />
- Améliorer la résistance aux chocs <strong>du</strong> PP rotomoulé nécessite <strong>de</strong>s rampes <strong>de</strong><br />
chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement plus élevées (pour se rapprocher <strong>de</strong>s valeurs <strong>du</strong><br />
<strong>procédé</strong> d’injection).<br />
Cependant, <strong>de</strong>s étu<strong>de</strong>s plus approfondies sont nécessaires.<br />
2.1.5.3. Bulles <strong>et</strong> porosités<br />
La Figure 3 montre un schéma <strong>de</strong> la formation <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’évacuation <strong>de</strong>s bulles [21] dans<br />
l’épaisseur d’une pièce rotomoulée.<br />
Figure 3 : Formation <strong>et</strong> disparition <strong>de</strong>s bulles<br />
Quand la poudre commence à fondre sur la surface <strong>du</strong> moule, <strong>de</strong>s poches d’air se forment<br />
entre les grains (étape 1). Ces poches se transforment peu à peu en sphères (étape 2), puis<br />
diffusent à travers le polymère fon<strong>du</strong> (étapes 3 <strong>et</strong> 4). Les poches d’air (bulles) ne peuvent pas<br />
s’évacuer à travers la couche <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> parce que celui-ci est trop visqueux [24] [12,<br />
25] [17, 26-28] [29] [30, 31].<br />
En général, une pièce est considérée bonne quand une coupe faite dans l’épaisseur montre<br />
un minimum <strong>de</strong> p<strong>et</strong>ites bulles près <strong>de</strong> la surface interne <strong>de</strong> la pièce (étape 4), ou quand il n’y<br />
a pas <strong>de</strong> bulles. Mais, dès que les bulles disparaissent, la dégradation thermique progresse<br />
très rapi<strong>de</strong>ment. Donc pour optimiser le cycle, il est préférable <strong>de</strong> s’arrêter à l’étape 4. Pour<br />
cela le contrôle <strong>de</strong> la température <strong>de</strong> l’air interne est important car les bulles ont juste fini <strong>de</strong><br />
disparaître quand la température <strong>de</strong> l’air interne atteint une température critique<br />
(typiquement 200°C pour le PE rotomoulé) qu’il est utile <strong>de</strong> maîtriser.<br />
Tinson <strong>et</strong> al. [32] ont étudié l’influence qu’ont les copolymères <strong>et</strong> les additifs sur la tension<br />
superficielle <strong>et</strong> la coalescence <strong>du</strong> PE utilisé en <strong>rotomoulage</strong>. Ils ont montré que l’ajout <strong>de</strong><br />
comonomères <strong>et</strong> d’additifs au PE pouvait modifier <strong>de</strong> manière significative la tension<br />
superficielle. L’ajout d’une p<strong>et</strong>ite quantité <strong>de</strong> polymères hyperbranchés à <strong>du</strong> PE augmente la<br />
- 14 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence. C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> a démontré que la tension superficielle varie en fonction<br />
<strong>de</strong> la structure moléculaire <strong>du</strong> matériau.<br />
Le processus <strong>de</strong> formation <strong>et</strong> <strong>de</strong> disparition <strong>de</strong>s bulles est repris plus en détail au chapitre<br />
qui traite <strong>de</strong> la fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification (chapitre 2.2).<br />
2.1.5.4. Influence <strong>de</strong> la structure moléculaire<br />
En plus <strong>de</strong> la rhéologie à l’état fon<strong>du</strong>, <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> <strong>de</strong>s propriétés <strong>de</strong> la poudre,<br />
d’autres facteurs jouent un rôle significatif dans la coalescence <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification, comme la<br />
composition chimique, les propriétés thermiques, le taux <strong>de</strong> cristallinité <strong>et</strong> la dépendance qui<br />
existe entre la viscosité <strong>et</strong> la température.<br />
Selon Kontopoulou <strong>et</strong> al. [33], les copolymères à base <strong>de</strong> PE avec <strong>de</strong>s températures <strong>de</strong> fusion<br />
peu élevées <strong>et</strong> <strong>de</strong> faibles taux <strong>de</strong> cristallinité ont une vitesse <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification lente. Ceci<br />
donne <strong>de</strong>s pièces avec plus <strong>de</strong> bulles <strong>et</strong> nécessite un temps <strong>de</strong> cycle plus long. En 2002,<br />
l’influence <strong>du</strong> taux <strong>de</strong> comonomère contenu dans le LLDPE a été étudiée par Guillen-<br />
Castellanos <strong>et</strong> al.[34].<br />
Récemment, Wang <strong>et</strong> Kontopoulou [35] ont étudié l’influence <strong>de</strong> la structure moléculaire sur<br />
la mise en œuvre par <strong>rotomoulage</strong> <strong>de</strong> 2 copolymères <strong>et</strong>hylene-α-olefin ultra basse <strong>de</strong>nsité<br />
avec <strong>de</strong>s propriétés élastomères (POP). Les 2 POP étudiés dans ce travail ont <strong>de</strong>s masses<br />
moléculaires i<strong>de</strong>ntiques <strong>et</strong> sont différents uniquement par le taux <strong>de</strong> comonomère butène<br />
qu’ils contiennent. Ceci entraîne <strong>de</strong>s différences au niveau <strong>de</strong> leurs caractéristiques <strong>de</strong><br />
fusion, <strong>de</strong> leurs taux <strong>de</strong> cristallinité <strong>et</strong> <strong>de</strong> leurs caractéristiques rhéologiques, ce qui rend<br />
possible l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> ces paramètres sur la coalescence, la <strong>de</strong>nsification <strong>et</strong> tout le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong> en général. L’influence <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules est aussi étudiée.<br />
La conclusion <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> est que les copolymères <strong>et</strong>hylene-α-olefin ultra basse <strong>de</strong>nsité<br />
sont rotomoulables <strong>et</strong> perm<strong>et</strong>tent d’obtenir <strong>de</strong>s pièces avec une excellente résistance aux<br />
chocs <strong>et</strong> une belle apparence.<br />
Les expériences sur la coalescence <strong>de</strong>s particules <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification révèlent que le<br />
copolymère qui a le plus haut taux <strong>de</strong> comonomère, donc le taux <strong>de</strong> cristallinité le plus bas, a<br />
une vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification plus lente, donc plus <strong>de</strong> bulles, <strong>et</strong> une <strong>du</strong>ctilité<br />
plus gran<strong>de</strong>.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> l’influence <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules révèle que l’utilisation <strong>de</strong> poudres au lieu<br />
<strong>de</strong> microgranulés amène à la formation <strong>de</strong> moins <strong>de</strong> bulles à la surface extérieure <strong>de</strong> la pièce,<br />
car la distribution en taille <strong>de</strong>s particules est plus large, ce qui améliore l’état <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> les<br />
propriétés mécaniques, <strong>et</strong> qui ré<strong>du</strong>it le temps <strong>de</strong> cycle.<br />
- 15 -
Estelle Pérot<br />
2.2. La fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification <strong>et</strong> les mesures d’énergies <strong>de</strong><br />
surface<br />
La première tentative pour décrire le problème <strong>de</strong> la formation <strong>de</strong>s bulles au cours <strong>du</strong><br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> a été faite par Rao <strong>et</strong> Throne [1]. Ils se sont inspirés <strong>de</strong>s théories<br />
développées pour le frittage <strong>de</strong>s métaux <strong>et</strong> leur <strong>de</strong>nsification. Selon ces théories, l’obtention<br />
d'un mélange homogène à partir <strong>de</strong> particules <strong>de</strong> poudre se déroule en <strong>de</strong>ux étapes.<br />
Pendant la première étape, qui est appelée coalescence-fusion (sintering), les particules <strong>de</strong><br />
poudre se collent les unes aux autres, puis fon<strong>de</strong>nt. Des interfaces <strong>et</strong> <strong>de</strong>s ponts se<br />
développent entre les particules adjacentes, jusqu'à ce que l’ensemble <strong>de</strong> la masse <strong>de</strong>vienne<br />
un réseau tridimensionnel. Pendant c<strong>et</strong>te étape, il y a peu <strong>de</strong> changement <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité pour<br />
l’ensemble <strong>de</strong> la masse <strong>de</strong> matière. La secon<strong>de</strong> étape est la <strong>de</strong>nsification, pendant laquelle le<br />
réseau commence à se resserrer <strong>et</strong> les espaces vi<strong>de</strong>s <strong>de</strong>viennent <strong>de</strong>s bulles. Les bulles sont<br />
soit poussées en avant <strong>du</strong> front <strong>de</strong> fusion vers la surface libre, si la fusion est suffisamment<br />
lente, soit elles sont encapsulées <strong>et</strong> restent dans le polymère, ce qui est habituellement le cas<br />
au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
D'autres chercheurs [31] [36] ont montré trois mécanismes distincts : un mécanisme <strong>de</strong><br />
coalescence-fusion, un autre <strong>de</strong> formation <strong>de</strong>s bulles, <strong>et</strong> un troisième d’homogénéisation <strong>de</strong><br />
la surface interne. Progelhof <strong>et</strong> al. [36] ont observé <strong>de</strong>ux phénomènes : la formation <strong>de</strong>s vi<strong>de</strong>s<br />
dans la pièce rotomoulée <strong>et</strong> l’homogénéisation <strong>de</strong> la surface libre <strong>de</strong> la pièce. Ils ont décrit un<br />
mouvement lent <strong>de</strong>s bulles (vi<strong>de</strong>s) vers la surface libre. Kelly [37] a montré que les bulles<br />
restent stationnaires <strong>et</strong> que l'oxygène dans les bulles d'air se dissout dans le polymère au fur<br />
<strong>et</strong> à mesure que la température augmente. Selon Kontopoulou [33], la <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong><br />
phénomène se fait en <strong>de</strong>ux étapes successives <strong>et</strong> distinctes : la coalescence-fusion, puis la<br />
<strong>de</strong>nsification avec dissolution <strong>de</strong>s bulles. Nous allons détailler ces <strong>de</strong>ux étapes.<br />
2.2.1. Coalescence - fusion<br />
Les premiers grains <strong>de</strong> poudre viennent se coller à la surface <strong>du</strong> moule, puis d’autres<br />
particules continuent à se coller à la surface <strong>du</strong> moule, puis sur les particules déjà collées.<br />
Pendant ce processus, l’air situé entre les particules est expulsé <strong>et</strong> une couche <strong>de</strong> liqui<strong>de</strong><br />
fon<strong>du</strong> qui adhère au moule se forme. Il s’agit d’une action continue. Cependant, au cours <strong>de</strong><br />
ce processus, entre le polymère fon<strong>du</strong> déjà déposé sur le moule <strong>et</strong> la poudre libre qui vient<br />
juste <strong>de</strong> se coller, il existe une zone où les particules <strong>de</strong> poudre fon<strong>de</strong>nt <strong>et</strong> coalescent.<br />
La théorie <strong>de</strong> la coalescence est bien connue pour le verre ou les métaux [38]. La Figure 4<br />
présente l’évolution <strong>du</strong> profil <strong>de</strong> particules lors <strong>de</strong> la coalescence.<br />
Figure 4 : Schéma <strong>de</strong> l'évolution <strong>du</strong> profil <strong>de</strong> particules lors <strong>de</strong> la coalescence<br />
- 16 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Le premier modèle pour décrire ce phénomène <strong>de</strong> coalescence a été proposé par Frenkel [38].<br />
L’énergie libre entre <strong>de</strong>ux particules adjacentes est ré<strong>du</strong>ite par la formation d’une jonction<br />
entre ces particules. Frenkel propose alors que le rapport x/r soit proportionnel à la racine<br />
carré <strong>du</strong> temps (t), <strong>de</strong> la tension superficielle (γ) <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’inverse <strong>de</strong> la viscosité (η), selon<br />
l’Équation 2.<br />
x<br />
r<br />
⎛ 3<br />
= ⎜<br />
⎝ 2<br />
γ t<br />
η r<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
1/2<br />
Équation 2<br />
Ce modèle est surtout valable aux premiers instants <strong>de</strong> la coalescence <strong>et</strong> lorsque les<br />
particules ont un diamètre à peu près constant. Eshelby [39] a proposé une correction <strong>de</strong> ce<br />
modèle pour <strong>de</strong>s conditions isothermes d’après l’Équation 3.<br />
x<br />
r<br />
⎛<br />
= ⎜<br />
⎝<br />
γ t<br />
η r<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
1/2<br />
Équation 3<br />
Le fait que l’hypothèse <strong>de</strong> flui<strong>de</strong> newtonien est applicable pour la coalescence <strong>de</strong>s polymères<br />
amorphes <strong>et</strong> semi-cristallins a été confirmé expérimentalement par divers travaux [40, 41].<br />
Cependant, plusieurs auteurs ont suggéré que ce mécanisme décrivait mal le processus <strong>de</strong><br />
coalescence <strong>de</strong>s polymères. Kuczynski <strong>et</strong> al. [42] proposent d’intro<strong>du</strong>ire une variation <strong>de</strong> la<br />
viscosité avec la vitesse <strong>de</strong> cisaillement dans le modèle <strong>de</strong> Frenkel. Il faut rappeler que le<br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> n’in<strong>du</strong>it pas <strong>de</strong> cisaillement. Lontz [43] suggère que la coalescence<br />
peut être freinée par le caractère élastique <strong>du</strong> polymère, <strong>et</strong> donc que le temps <strong>de</strong> relaxation<br />
est nécessaire (λ). Il propose alors <strong>de</strong> modifier le modèle <strong>de</strong> Frenkel selon l’Équation 4.<br />
x<br />
r<br />
⎛ 3<br />
= ⎜<br />
⎝ 2<br />
γ t<br />
η r<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
1/2<br />
1<br />
1−<br />
exp( −<br />
t<br />
λ<br />
)<br />
Équation 4<br />
où x est le rayon <strong>de</strong> jonction, r est le rayon <strong>de</strong> la particule sphérique, γ est la tension<br />
superficielle, η est la viscosité <strong>du</strong> polymère, λ est le temps <strong>de</strong> relaxation moyen, <strong>et</strong> t est le<br />
temps.<br />
En général, la tension superficielle, le temps <strong>de</strong> relaxation <strong>et</strong> la viscosité diminuent tous<br />
quand la température <strong>du</strong> polymère augmente. Cependant, la viscosité diminue plus<br />
rapi<strong>de</strong>ment que la tension superficielle <strong>et</strong>, par conséquent, la construction <strong>de</strong> la jonction<br />
avance avec l’augmentation <strong>de</strong> la température. Selon les expériences faites par Progelhof <strong>et</strong><br />
al. [36] avec <strong>de</strong> la poudre <strong>de</strong> PE sur une plaque chau<strong>de</strong>, la largeur <strong>de</strong> la jonction augmente<br />
proportionnellement à t 1/2 [36]. Si la taille <strong>de</strong> la particule est plus p<strong>et</strong>ite, la jonction atteint une<br />
dimension relative (x/r) plus rapi<strong>de</strong>ment. Dans un ouvrage <strong>de</strong> référence [44], Mazur présente<br />
un résumé assez compl<strong>et</strong> <strong>de</strong>s différents modèles <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong>s mécanismes mis en<br />
jeu.<br />
Selon Scherer [45], le rapport x/r est un paramètre significatif qui perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> suivre<br />
l’évolution <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> la poudre. En considérant que la quantité maximum d’air est<br />
contenue dans la poudre <strong>et</strong> que, lorsque la coalescence est terminée, l’air est totalement<br />
évacué, on peut affirmer que le rapport x/r est directement lié à la fraction volumique d’air<br />
dans le système. Le rayon <strong>de</strong> coalescence adimensionné est donc une valeur représentative<br />
<strong>de</strong> la fraction d’air contenue dans le polymère. En considérant la structure élémentaire d’une<br />
- 17 -
Estelle Pérot<br />
cellule, Scherer [45] montre que le rapport x/r peut être mis en rapport avec la quantité d’air<br />
dans le polymère grâce à la relation :<br />
3<br />
y ⎛vf<br />
() t ⎞<br />
Équation 5<br />
() t = 1−⎜ a ⎜ v ⎟<br />
⎝ fini ⎠<br />
On peut considérer que la fraction volumique d’air est :<br />
⎛ y ⎞<br />
vf<br />
() t = vfini.1<br />
⎜ − ⎟<br />
⎝ a ⎠<br />
1<br />
3<br />
Équation 6<br />
Bellehumeur [46] présente dans sa thèse un modèle dérivant <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Frenkel afin <strong>de</strong><br />
décrire le phénomène <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong> manière complète. Ce modèle perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> suivre<br />
l’évolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> coalescence au cours <strong>du</strong> temps. Bellehumeur reprend les hypothèses<br />
<strong>de</strong> flui<strong>de</strong> Newtonien <strong>et</strong> réalise le bilan <strong>de</strong>s contraintes sur un grain <strong>de</strong> polymère en faisant<br />
l’équilibre entre tensions <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> dissipation visqueuse. Les paramètres intro<strong>du</strong>its dans<br />
ce modèle sont la tension <strong>de</strong> surface, la viscosité <strong>et</strong> le temps <strong>de</strong> relaxation <strong>du</strong> matériau. Le<br />
modèle s’écrit alors (Équation 7):<br />
2<br />
2<br />
⎛ η r0 K ⎞<br />
1<br />
8(α λ K<br />
1<br />
θ') + 2α λ K1+ θ' − 1=<br />
0<br />
Équation 7<br />
⎜<br />
⎟<br />
⎝ γ K2<br />
⎠<br />
avec<br />
K 1<br />
K<br />
2<br />
=<br />
=<br />
sin ( θ)<br />
( 1+<br />
cos ( θ) )( 2 − cos ( θ) )<br />
2<br />
-5<br />
3<br />
cos ( θ) sin ( θ)<br />
5<br />
( 1+<br />
cos ( θ) ) 4 3 ( 2 − cos ( θ) ) 3<br />
avec<br />
θ est l’angle <strong>de</strong> coalescence : sinθ=<br />
γ : tension <strong>de</strong> surface<br />
ro : rayon initial d’un grain <strong>de</strong> poudre<br />
λ : temps <strong>de</strong> relaxation<br />
η : viscosité<br />
t :temps [s]<br />
x r<br />
Ce modèle a été vérifié expérimentalement par Bellehumeur pour <strong>de</strong> nombreux polymères<br />
[16]. Les résultats <strong>du</strong> modèle montrent qu’il est assez proche <strong>de</strong>s autres solutions<br />
numériques <strong>et</strong> analytiques présentées dans la littérature pour la coalescence <strong>de</strong> sphères <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
cylindres.<br />
Tandis que la tension <strong>de</strong> surface est une force favorisant la coalescence <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong><br />
poudre, la viscosité est une force qui s’y oppose [11]. La viscosité est fonction <strong>de</strong> la<br />
température, ce qui joue un rôle important lors <strong>du</strong> cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Les polymères avec<br />
un taux <strong>de</strong> cristallinité faible fon<strong>de</strong>nt très tôt dans le cycle <strong>et</strong> la viscosité diminue doucement<br />
à partir <strong>de</strong> valeurs élevées lorsque la température croît. Cela a pour conséquence que le<br />
polymère ramollit très tôt <strong>du</strong>rant le cycle <strong>et</strong> les particules collent <strong>et</strong> forment un réseau<br />
- 18 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
tridimensionnel. Peu <strong>de</strong> mouvements sont possibles à cause <strong>de</strong> la forte viscosité <strong>du</strong><br />
polymère, ce qui entraîne la formation <strong>de</strong> plus <strong>de</strong> bulles qui vont m<strong>et</strong>tre plus <strong>de</strong> temps à se<br />
dissoudre. Il est donc admis <strong>et</strong> prouvé expérimentalement qu’une faible viscosité est<br />
nécessaire pour faciliter la coalescence <strong>et</strong> avoir une bonne qualité <strong>de</strong> surface.<br />
2.2.2. Densification<br />
Une fois que r<br />
x atteint 0,5 ou plus, les caractéristiques structurales <strong>de</strong> la poudre changent. La<br />
structure <strong>de</strong>vient tridimensionnelle <strong>et</strong> continue. Pendant c<strong>et</strong>te phase, <strong>de</strong>s cavités remplies<br />
d’air se forment <strong>et</strong> <strong>de</strong>viennent <strong>de</strong>s bulles. Il peut éventuellement y avoir une disparition <strong>de</strong><br />
ces bulles par la suite. Beaucoup <strong>de</strong> recherches ont été menées pour décrire les différents<br />
aspects <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification <strong>de</strong> poudres <strong>de</strong> verres, particules colloïdales <strong>et</strong> <strong>de</strong> gels polymères<br />
[47]. Elles se sont notamment focalisées sur les forces, les mécanismes <strong>et</strong> les cinétiques qui<br />
amènent à la coalescence <strong>et</strong> à l’élimination <strong>de</strong> la porosité [48-53].<br />
La présence <strong>de</strong> bulles dans <strong>de</strong>s matériaux visqueux a été une problématique récurrente dans<br />
les <strong>procédé</strong>s <strong>de</strong> transformation <strong>du</strong> verre ou <strong>de</strong>s métaux. Il existe donc <strong>de</strong> nombreux articles<br />
dans la littérature traitant <strong>de</strong> ce problème. Greene <strong>et</strong> Gaffney [54] ont utilisé un appareil<br />
spécialement conçu pour étudier la dissolution <strong>de</strong>s bulles d’oxygène dans le verre. Ils ont<br />
modélisé le processus en résolvant une équation <strong>de</strong> Fick <strong>et</strong> en traitant la mobilité <strong>de</strong>s limites<br />
comme un problème <strong>de</strong> Stefan. Doremus [55], grâce à une comparaison <strong>de</strong> la théorie <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
l’expérience, a calculé les coefficients <strong>de</strong> diffusion <strong>de</strong> l’oxygène dans le verre fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> il a<br />
commenté les différents mécanismes possibles pour le phénomène <strong>de</strong> diffusion. Les modèles<br />
sur la croissance <strong>et</strong> la dissolution <strong>de</strong>s bulles dans le verre fon<strong>du</strong> ont été révisés par Kramer<br />
[56].<br />
La dissolution (contrôlée par la diffusion) <strong>de</strong> bulles d’air dans <strong>de</strong> l’eau a été étudiée par<br />
Epstein <strong>et</strong> Pless<strong>et</strong> [57]. Ils ont discuté l’eff<strong>et</strong> <strong>de</strong> la tension superficielle. Rea<strong>de</strong>y <strong>et</strong> Cooper [58]<br />
<strong>et</strong> Cable <strong>et</strong> Evans [59] ont traité le problème <strong>de</strong> la diffusion moléculaire <strong>de</strong>s bulles <strong>de</strong> gaz ; ils<br />
y ont intro<strong>du</strong>it la notion <strong>de</strong> frontière mobile <strong>et</strong> les eff<strong>et</strong>s <strong>du</strong> transport radial convectif.<br />
D’autres étu<strong>de</strong>s [60-64] ont traité le problème <strong>de</strong> la croissance <strong>et</strong> <strong>de</strong> la disparition <strong>de</strong>s bulles<br />
dans <strong>de</strong>s flui<strong>de</strong>s visqueux ou viscoélastiques. Ces articles sont la plupart <strong>du</strong> temps consacrés<br />
à la formation <strong>et</strong> au déplacement <strong>de</strong>s bulles (vi<strong>de</strong>s) dans les solutions polymères ayant <strong>de</strong>s<br />
viscosités relativement basses <strong>et</strong> un écoulement avec <strong>de</strong>s nombres <strong>de</strong> Reynolds relativement<br />
élevés. Dans ce cas, la dynamique <strong>de</strong>s bulles est principalement liée à <strong>de</strong>s différences <strong>de</strong><br />
pression <strong>et</strong> à <strong>de</strong>s vitesses d’écoulement <strong>du</strong> flui<strong>de</strong>. Le mécanisme <strong>de</strong> croissance ou <strong>de</strong><br />
disparition <strong>de</strong>s bulles y est modélisé en résolvant les équations couplées <strong>de</strong> continuité <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
quantités <strong>de</strong> mouvement, sans tenir compte <strong>de</strong> la diffusion.<br />
La formation <strong>et</strong> le déplacement <strong>de</strong> bulles ne sont pas fréquents dans les <strong>procédé</strong>s courants <strong>de</strong><br />
mise en forme <strong>de</strong>s polymères, <strong>et</strong> la littérature est donc très limitée en ce qui concerne le<br />
déplacement ou la dissolution <strong>de</strong>s bulles dans les polymères fon<strong>du</strong>s. Cependant, beaucoup<br />
<strong>de</strong> travaux ont été faits sur la formation <strong>de</strong>s bulles dans les polymères fon<strong>du</strong>s dans le cadre<br />
- 19 -
Estelle Pérot<br />
<strong>du</strong> moussage. Han <strong>et</strong> Yoo [65] <strong>et</strong> Arefmanesh <strong>et</strong> Advani [66, 67], dans leur travail sur la<br />
croissance <strong>de</strong>s bulles dans <strong>de</strong> la mousse <strong>de</strong> polymère, ont prouvé que les phénomènes<br />
importants se pro<strong>du</strong>isant pendant la croissance <strong>de</strong>s bulles sont la masse, les quantités <strong>de</strong><br />
mouvement, <strong>et</strong> les transferts d'énergie entre la bulle <strong>et</strong> le liqui<strong>de</strong> qui l'entoure. Le transfert <strong>de</strong><br />
la masse dans le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> moussage est dû à la diffusion <strong>du</strong> gaz dissous dans le flui<strong>de</strong> vers<br />
l’intérieur <strong>de</strong> la bulle. Ramesh <strong>et</strong> al. [68] ont vérifié les prévisions théoriques d'Arefmanesh <strong>et</strong><br />
d'Advani, en les comparant à <strong>de</strong>s données expérimentales.<br />
Crawford <strong>et</strong> Scott [31], dans une étu<strong>de</strong> détaillée <strong>de</strong>s phénomènes se pro<strong>du</strong>isant pendant la<br />
formation <strong>et</strong> la dissolution <strong>de</strong>s bulles, ont confirmé la suggestion <strong>de</strong> Kelly selon laquelle les<br />
bulles restent pratiquement stationnaires dans le polymère fon<strong>du</strong>, en raison <strong>de</strong> la viscosité<br />
élevée <strong>du</strong> celui-ci. Ils ont décrit la fusion <strong>et</strong> la coalescence <strong>de</strong> la poudre comme étant une<br />
combinaison <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux mouvements <strong>de</strong> la masse <strong>de</strong> poudre : tout d'abord, une progression <strong>du</strong><br />
front <strong>de</strong> fusion dans la masse <strong>de</strong> poudre vers la surface libre <strong>et</strong> puis une coalescence <strong>de</strong>s<br />
particules <strong>de</strong> poudre avec le polymère fon<strong>du</strong>. De l'air est emprisonné pendant le <strong>de</strong>rnier<br />
mécanisme.<br />
Spence <strong>et</strong> Crawford [17, 25, 26] ont présenté une étu<strong>de</strong> détaillée sur les paramètres <strong>du</strong><br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> affectant la formation <strong>et</strong> la disparition <strong>de</strong>s bulles. Ils ont étudié les<br />
eff<strong>et</strong>s <strong>de</strong> la viscosité, <strong>de</strong>s caractéristiques <strong>de</strong> poudre, <strong>de</strong>s conditions <strong>de</strong> mise en oeuvre, <strong>de</strong><br />
l'humidité, <strong>du</strong> matériau <strong>du</strong> moule, <strong>et</strong> <strong>de</strong>s agents démoulants. Ils ont également constaté que<br />
la pressurisation <strong>de</strong> moule pendant le cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> est une métho<strong>de</strong> efficace pour<br />
enlever les bulles <strong>de</strong>s pièces rotomoulées.<br />
Crawford <strong>et</strong> al. [10, 25] ont proposé un modèle pour la dissolution <strong>de</strong>s bulles dans les pièces<br />
rotomoulées, qui est basé sur le mécanisme <strong>de</strong> diffusion <strong>du</strong> gaz <strong>de</strong>s bulles dans le polymère<br />
fon<strong>du</strong>. Ce modèle basé sur la diffusion suit l'approche <strong>de</strong> Greene <strong>et</strong> <strong>de</strong> Gaffney [54]. Bien que<br />
ces modèles semblent décrire qualitativement la dissolution <strong>de</strong>s bulles dans le polyéthylène<br />
fon<strong>du</strong>, ils se fon<strong>de</strong>nt sur une évaluation <strong>de</strong>s constantes par extrapolation <strong>de</strong> courbes.<br />
De nombreux modèles mathématiques pour la prédiction <strong>du</strong> r<strong>et</strong>rait <strong>et</strong> <strong>de</strong>s cinétiques <strong>de</strong><br />
<strong>de</strong>nsification en fonction <strong>de</strong> la viscosité, <strong>de</strong> la taille <strong>de</strong>s particules <strong>et</strong>c. ont été proposés. La<br />
plupart <strong>de</strong> ces modèles sont basés sur l’approche <strong>de</strong> Frenkel qui m<strong>et</strong> en équation le rapport<br />
gain d’énergie grâce à la ré<strong>du</strong>ction <strong>de</strong> surface / énergie dissipée par l’écoulement visqueux<br />
[69-72].<br />
Il existe <strong>de</strong>ux types <strong>de</strong> modèles pour décrire la <strong>de</strong>nsification [33] : le modèle pores ouverts <strong>et</strong><br />
le modèle pores fermés.<br />
• Le modèle pores ouverts décrit le r<strong>et</strong>rait d’une maille cubique <strong>de</strong> cylindres interconnectés.<br />
Basée sur <strong>de</strong>s considérations géométriques, la <strong>de</strong>nsité d’une cellule est une fonction <strong>de</strong><br />
r<br />
α = [45, 69] (où r est le rayon moyen <strong>de</strong>s particules <strong>et</strong> d la distance entre les centres <strong>de</strong>s<br />
d<br />
particules). Lorsque α atteint 0,5, les cylindres voisins se touchent <strong>et</strong> la cellule contient un<br />
ρ<br />
pore fermé. vaut alors 0,942. Le modèle pores ouverts n’est donc plus vali<strong>de</strong> au-<strong>de</strong>là <strong>de</strong><br />
ρ s<br />
α≥0,5.<br />
- 20 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
• Le premier modèle à pores fermés a été proposé par Kuczynski <strong>et</strong> Zaplatynskyj [73] qui<br />
travaillaient sur les verres. Des modèles proposés par Mackenzie <strong>et</strong> Shuttleworth [74] basés<br />
sur la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> la viscosité surestiment la <strong>de</strong>nsification après le point <strong>de</strong><br />
ferm<strong>et</strong>ure <strong>de</strong>s pores. D’après ce modèle, la <strong>de</strong>nsification résulte <strong>de</strong> la diminution <strong>de</strong> taille <strong>de</strong><br />
pores sphériques dans une matrice visqueuse.<br />
Au fur <strong>et</strong> à mesure que la structure <strong>de</strong> polymère se rapproche <strong>de</strong> la surface <strong>du</strong> moule, les<br />
tubes d’air <strong>de</strong>viennent <strong>de</strong> p<strong>et</strong>its trous qui ten<strong>de</strong>nt à être sphériques. La pression <strong>de</strong> l’air<br />
interne est déterminée par l’équation <strong>de</strong> Rayleigh [10] :<br />
2σ<br />
P = P∞ +<br />
Équation 8<br />
r<br />
où P est la pression interne, P∞ est la pression ambiante, σ est la tension superficielle <strong>du</strong><br />
polymère <strong>et</strong> r est le rayon <strong>de</strong>s vi<strong>de</strong>s.<br />
La force <strong>de</strong> diffusion <strong>et</strong> <strong>de</strong> dissolution locale <strong>de</strong> l’air dans le polymère entourant le vi<strong>de</strong><br />
augmente quand la pression <strong>du</strong> vi<strong>de</strong> interne augmente. Selon Xu <strong>et</strong> al. [10], le rayon <strong>du</strong> vi<strong>de</strong><br />
diminue en fonction <strong>du</strong> temps suivant la formule :<br />
1 1 c ⎡ Dt ( Dt)<br />
− = ⎢ + 2<br />
2<br />
r r0<br />
r ⎣ r0<br />
π<br />
0<br />
1/ 2<br />
⎤<br />
⎥<br />
⎦<br />
Équation 9<br />
où r0 est le rayon initial <strong>du</strong> vi<strong>de</strong>, D est la diffusivité thermique <strong>de</strong> l’air dans le polymère <strong>et</strong> c<br />
est la concentration initiale d’air dans le vi<strong>de</strong>. Les expériences <strong>de</strong> Xu <strong>et</strong> al. montrent que la<br />
dimension relative <strong>de</strong>s bulles diminue avec t ½ .<br />
Dans une étu<strong>de</strong> récente, Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11] ont conclu que la disparition <strong>de</strong>s<br />
bulles était principalement contrôlée par le phénomène <strong>de</strong> diffusion <strong>et</strong> n’était pas influencée<br />
par la viscosité <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong>. La dissolution d’une bulle <strong>de</strong> gaz sphérique dans un<br />
polymère fon<strong>du</strong> infini dans <strong>de</strong>s conditions isothermes peut être prédit en résolvant<br />
simultanément les équations <strong>de</strong> diffusion, <strong>de</strong> conservation <strong>du</strong> mouvement <strong>et</strong> <strong>de</strong> continuité,<br />
en tenant compte <strong>de</strong>s forces autour <strong>de</strong> la bulle [11]. Gogos [12] a, quant à lui, développé un<br />
modèle pour tra<strong>du</strong>ire la diminution <strong>de</strong> la taille <strong>de</strong>s bulles sous différentes conditions <strong>de</strong><br />
saturation <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong>. Il analyse ainsi l’influence <strong>de</strong> la tension superficielle <strong>et</strong> <strong>de</strong> la<br />
pressurisation interne <strong>du</strong> moule sur la diminution en taille <strong>de</strong>s bulles.<br />
Après avoir calculé la vitesse <strong>de</strong> déplacement à l’équilibre (équilibre entre le poids, la<br />
poussée d’Archimè<strong>de</strong> <strong>et</strong> la résistance au frottement) d’une bulle d’azote (<strong>de</strong> diamètre 200µm)<br />
dans <strong>du</strong> polyéthylène fon<strong>du</strong>, Gogos [12] a considéré dans son modèle que les bulles étaient<br />
stationnaires dans le polymère fon<strong>du</strong>. En eff<strong>et</strong>, la vitesse terminale qu’il a calculée est <strong>de</strong> 1,2<br />
µm/min <strong>et</strong> Kelly [37] avait trouvé une vitesse terminale <strong>de</strong> 0,8 µm/min pour une bulle d’air<br />
<strong>de</strong> taille moyenne dans <strong>du</strong> polyéthylène.<br />
En utilisant l’équation <strong>de</strong> la diffusion d’un gaz dans un polymère à température constante <strong>et</strong><br />
l’équation <strong>de</strong> conservation <strong>de</strong> la masse, en ajoutant <strong>de</strong>s conditions aux limites <strong>et</strong> <strong>de</strong>s<br />
conditions initiales, <strong>et</strong> en simplifiant selon les hypothèses <strong>de</strong> Epstein <strong>et</strong> Pless<strong>et</strong> [57], Gogos<br />
obtient la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle selon l’équation suivante :<br />
ρ ⎛ c<br />
( ) ( ) ⎟ ⎞<br />
∞<br />
2 τ D0<br />
=<br />
+<br />
⎜<br />
3 s,<br />
P<br />
Équation 10<br />
∞<br />
tb<br />
D0<br />
1−<br />
8D c − c<br />
−<br />
s, P ∞<br />
3D c c∞<br />
⎝<br />
c − c<br />
∞<br />
s,<br />
P<br />
2<br />
∞<br />
s,<br />
P∞<br />
∞ ⎠<br />
- 21 -
Estelle Pérot<br />
−<br />
3Dρ<br />
2<br />
2τ<br />
c<br />
∞<br />
s,<br />
P<br />
∞<br />
( c − c )<br />
s,<br />
P<br />
∞<br />
∞<br />
2<br />
⎛<br />
⎜1−<br />
⎝<br />
3<br />
2<br />
c<br />
c<br />
s,<br />
P<br />
s,<br />
P<br />
∞<br />
∞<br />
− c<br />
∞<br />
⎞ ⎡ ρ∞<br />
⎟ln⎢1<br />
+<br />
⎠ ⎢⎣<br />
( c − c )<br />
s,<br />
P<br />
∞<br />
2τ<br />
c<br />
s,<br />
P<br />
∞<br />
∞<br />
D ⎤<br />
0<br />
⎥<br />
⎥⎦<br />
où<br />
tb est la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle (s).<br />
ρ∞ serait la <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> la bulle si la tension superficielle était nulle (kg/m 3 ).<br />
D est le coefficient massique <strong>de</strong> diffusion (m²/s).<br />
D0 est le diamètre initial <strong>de</strong> la bulle (m).<br />
c∞ est la concentration en gaz (<strong>de</strong> même nature que celui <strong>de</strong> la bulle) loin <strong>de</strong> la bulle<br />
(kg/m 3 ).<br />
cs,P∞ = H P∞, avec H la constante <strong>de</strong> Henry (kg /(m 3 .Pa)),<br />
P∞ la pression ambiante (Pa).<br />
τ = 2σ / (R’T∞) avec σ la tension superficielle <strong>du</strong> système gaz-polymère (N/m),<br />
R’ la constante <strong>de</strong>s gaz parfaits,<br />
T∞ la température ambiante (°C).<br />
Dans le cas où le polymère liqui<strong>de</strong> n’est pas saturé, pour calculer la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle<br />
<strong>de</strong> N2 dans <strong>du</strong> polyéthylène en fonction <strong>du</strong> diamètre initial <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te bulle, Gogos utilise les<br />
valeurs suivantes : ρ∞ = 0.739 kg/m 3 , D = 6.04*10 -9 m²/s, T∞ = 189 °C, c∞ = 0 kg/m 3 , H = 9.5*10 -6<br />
kg /(m 3 .Pa), P∞ = 10132.5 Pa, σ = 0.035 N/m car selon Wood <strong>et</strong> Ba<strong>de</strong>r [75], la tension<br />
superficielle a environ c<strong>et</strong>te valeur pour <strong>de</strong> nombreux systèmes polymère-N2.<br />
Avec ces valeurs, la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle <strong>de</strong> rayon 265µm, par exemple, est <strong>de</strong> 44<br />
secon<strong>de</strong>s. La tension superficielle augmente quand la taille <strong>de</strong>s bulles diminue ; mais si on la<br />
néglige, l’erreur <strong>de</strong> calcul reste très faible.<br />
Cependant, dans le cadre <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>, le polymère fon<strong>du</strong> est très proche <strong>de</strong> la<br />
saturation. En eff<strong>et</strong>, les expériences <strong>de</strong> Spence [25] mènent à <strong>de</strong>s <strong>du</strong>rées <strong>de</strong> vie <strong>de</strong>s bulles<br />
beaucoup plus gran<strong>de</strong> : par exemple, la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle <strong>de</strong> rayon 265µm est <strong>de</strong> 88<br />
minutes. C’est parce que le polymère est quasiment saturé.<br />
Dans ce cas, Gogos montre que la tension <strong>de</strong> surface joue un rôle important dans la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong><br />
vie <strong>de</strong> la bulle. La <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> vie d’une bulle vaut alors comme le montre l’Équation 11:<br />
3<br />
ρ ⎛ ⎞<br />
=<br />
∞D<br />
0 4γ<br />
t ⎜ +<br />
⎟<br />
b<br />
1<br />
Équation 11<br />
48 DHγ ⎝ P∞<br />
D<br />
0 ⎠<br />
Kelly a montré que les bulles sont stationnaires <strong>et</strong> que l’oxygène se dissout dans le polymère<br />
lorsque la température augmente. C’est l’oxygène qui se dissout en premier avant l’azote car<br />
l’oxygène est <strong>de</strong>ux fois plus soluble dans le polyéthylène que l’azote. A 25°C, la solubilité <strong>de</strong><br />
l’oxygène est <strong>de</strong> 0,05 mg/l <strong>et</strong> celle <strong>de</strong> l’azote <strong>de</strong> 0,02 mg/l. C<strong>et</strong>te diminution <strong>de</strong> la teneur en<br />
oxygène fait décroître la taille <strong>de</strong>s bulles <strong>et</strong> donc augmenter la pression interne <strong>de</strong>s bulles.<br />
L’azote se dissout alors dans le polymère <strong>et</strong> la taille <strong>de</strong>s bulles diminue encore.<br />
Selon Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11], Bellehumeur <strong>et</strong> al. [13] <strong>et</strong> Guillen-Castellanos <strong>et</strong> al.<br />
[14], les paramètres qui influencent la coalescence – fusion – <strong>de</strong>nsification sont :<br />
- les caractéristiques <strong>de</strong> la poudre (forme, taille, granulométrie, concentration d’air<br />
dans la poudre) ;<br />
- les propriétés rhéologiques <strong>et</strong> thermiques <strong>du</strong> matériau (viscosité <strong>et</strong> élasticité,<br />
dégradation thermique ou non) ;<br />
- 22 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
- la structure cristalline <strong>du</strong> matériau ;<br />
- l’arrangement initial <strong>de</strong>s particules <strong>et</strong> la taille initiale <strong>de</strong>s bulles ;<br />
- les tensions <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> les diffusivités <strong>de</strong> l’air <strong>et</strong> <strong>du</strong> matériau.<br />
Récemment, Scribben <strong>et</strong> al. [76] ont travaillé sur <strong>de</strong>s polymères thermotropiques en vue<br />
d'application au <strong>rotomoulage</strong>. Ils ont développé un modèle <strong>de</strong> coalescence qui prend en<br />
compte la viscosité transitoire. En partant <strong>de</strong> l'équation constitutive <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Maxwell<br />
convecté supérieur (UCM) <strong>et</strong> en ne simplifiant pas c<strong>et</strong>te équation (ce qu'avait fait<br />
Bellehumeur <strong>et</strong> al. pour ne tenir compte que <strong>du</strong> régime permanent), ils obtiennent un modèle<br />
<strong>de</strong> coalescence. Les conclusions <strong>de</strong> leurs travaux sont que l'influence <strong>de</strong> la viscoélasticité n'a<br />
d'influence qu'aux premiers instants <strong>de</strong> la coalescence, <strong>et</strong> qu'ensuite le modèle converge vers<br />
les solutions <strong>de</strong>s modèles Newtonnien. De plus, leur modèle prédit une augmentation <strong>de</strong> la<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence aux premiers instants lorsque le temps <strong>de</strong> relaxation augmente. De<br />
plus, ce modèle est plus sensible que celui <strong>de</strong> Bellehumeur aux variations <strong>du</strong> temps <strong>de</strong><br />
relaxation.<br />
2.2.3. Mesures <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> polymères fon<strong>du</strong>s<br />
La plupart <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> polymères à chaud se font par la métho<strong>de</strong><br />
<strong>de</strong> la goutte pendante [77-80]. On extru<strong>de</strong> le polymère sous forme <strong>de</strong> tube (typiquement<br />
1mm <strong>de</strong> diamètre) que l’on laisse refroidir à température ambiante. Une partie <strong>de</strong> ce<br />
morceau <strong>de</strong> polymère est ensuite placé à l’extrémité d’un capillaire en verre <strong>de</strong> diamètre<br />
1,1mm <strong>et</strong> d’épaisseur 0,2mm. Le capillaire est chauffé <strong>et</strong> le polymère fond <strong>et</strong> vient former à<br />
l’extrémité <strong>du</strong> capillaire une goutte. On mesure les dimensions <strong>de</strong> la goutte (notamment les<br />
<strong>de</strong>ux rayons <strong>de</strong> courbure principaux). En eff<strong>et</strong>, le profil <strong>de</strong> la goutte est déterminé par la<br />
combinaison <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> <strong>de</strong>s forces <strong>de</strong> gravitation qui agissent contre celle-ci.<br />
La tension <strong>de</strong> surface peut ensuite être déterminée à partir <strong>de</strong>s dimensions <strong>de</strong> la goutte <strong>et</strong> en<br />
appliquant l’équation <strong>de</strong> Laplace. La Figure 5 présente le profil d’une goutte pendante.<br />
Figure 5 : Profil d'une goutte pendante<br />
L’équation <strong>de</strong> Laplace relie la pression <strong>de</strong> la goutte ΔP à travers l’interface air/polymère<br />
fon<strong>du</strong> à la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> à la courbure <strong>de</strong> l’interface selon l’Équation 12.<br />
⎛ 1 1 ⎞<br />
∆P = γ<br />
⎜ +<br />
⎟<br />
Équation 12<br />
⎝ R<br />
1<br />
R 2 ⎠<br />
Il existe différents logiciels d’analyse d’image qui perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> calculer automatiquement<br />
R1 <strong>et</strong> R2 <strong>et</strong> ainsi <strong>de</strong> remonter à la tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> polymère à chaud. Une métho<strong>de</strong> qui a<br />
l’air d’assez bien fonctionner est l’analyse <strong>de</strong> la forme <strong>du</strong> profil <strong>de</strong> la goutte [80] (ADSA-P<br />
- 23 -
Estelle Pérot<br />
pour Axisymm<strong>et</strong>ric Drop Shape Analysis-Profile). Le logiciel numérise la forme <strong>de</strong> la goutte<br />
<strong>et</strong> attribue <strong>de</strong>s coordonnées précises aux points sélectionnés sur le profil <strong>de</strong> la goutte. Le<br />
logiciel va ensuite fiter ces points entre eux en jouant sur la valeur <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface, <strong>et</strong><br />
le meilleur fit perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> remonter à la tension <strong>de</strong> surface correcte. On peut utiliser ce logiciel<br />
également avec la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> la goutte posée (dite aussi métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> la goutte sessile).<br />
C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> présente <strong>de</strong>s avantages [80]: une p<strong>et</strong>ite quantité <strong>de</strong> matière est nécessaire<br />
pour réaliser la mesure. On peut par c<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> étudier à la fois les tensions <strong>de</strong> surface<br />
liqui<strong>de</strong>-vapeur <strong>et</strong> liqui<strong>de</strong>-liqui<strong>de</strong> <strong>de</strong> polymères fon<strong>du</strong>s. C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> a été appliquée à <strong>de</strong>s<br />
liqui<strong>de</strong>s organiques, à <strong>de</strong>s métaux fon<strong>du</strong>s, à <strong>de</strong>s solvants purs <strong>et</strong> à <strong>de</strong>s solutions concentrées.<br />
De même, on peut utiliser c<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> pour <strong>de</strong>s basses <strong>et</strong> hautes températures, à haute<br />
pression <strong>et</strong> sous vi<strong>de</strong>. De plus, puisqu’il est rapi<strong>de</strong> d’enregistrer grâce à un appareillage<br />
adéquat le profil <strong>de</strong> la goutte, c<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> peut être utilisée pour déterminer la tension <strong>de</strong><br />
surface <strong>de</strong> systèmes pendant leur vieillissement. La métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> la goutte pendante présente<br />
cependant l’avantage <strong>de</strong> présenter une goutte plus axisymétrique que dans le cas d’une<br />
goutte posée.<br />
Une autre métho<strong>de</strong> peut être également utilisée pour mesurer la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s<br />
polymères fon<strong>du</strong>s. Il s’agit <strong>de</strong> la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> Wilhelmy [81]. Le principe est le même que<br />
pour mesurer la tension <strong>de</strong> surface d’un liqui<strong>de</strong>, comme on le voit sur la Figure 6. Un tube<br />
fin est plongé dans le polymère fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> on mesure la force F par unité <strong>de</strong> longueur <strong>du</strong><br />
périmètre p <strong>du</strong> tube. C<strong>et</strong>te quantité est déterminée à partir <strong>de</strong> l’augmentation <strong>de</strong> masse <strong>du</strong>e<br />
au mouillage <strong>du</strong> tube par le polymère, qui est mesurée grâce à une balance. La force par<br />
unité <strong>de</strong> longueur est égale au mouillage γcosφ <strong>et</strong> est déterminé par l’équation 6.<br />
F ∆m g<br />
γ cosΦ = =<br />
Équation 13<br />
p π d<br />
Figure 6 : Principe <strong>de</strong> la balance <strong>de</strong> Wilhelmy<br />
Le quartz ou le platine sont utilisés pour obtenir un mouillage total. Le principal avantage <strong>de</strong><br />
c<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> sur les autres <strong>et</strong> qu’il n’est pas nécessaire <strong>de</strong> connaître la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère<br />
fon<strong>du</strong> pour calculer la tension <strong>de</strong> surface. De plus, la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> Wilhelmy perm<strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
mesurer la tension <strong>de</strong> surface précisément assez rapi<strong>de</strong>ment, contrairement aux métho<strong>de</strong>s <strong>de</strong><br />
la goutte posée <strong>et</strong> pendante. Le gros désavantage <strong>de</strong> la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> Wilhelmy est que l’on<br />
mesure la tension <strong>de</strong> mouillage <strong>et</strong> pas la tension <strong>de</strong> surface. Pour mesurer directement la<br />
tension <strong>de</strong> surface, il faut être capable d’avoir un mouillage compl<strong>et</strong>. Pour c<strong>et</strong>te raison, il est<br />
- 24 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
impossible <strong>de</strong> réaliser <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> tension interfaciale (entre <strong>de</strong>ux polymères fon<strong>du</strong>s). De<br />
plus, à cause <strong>de</strong> la nature visqueuse <strong>de</strong>s polymères, les eff<strong>et</strong>s hydrodynamiques doivent<br />
aussi être pris en compte. Pour contourner le problème, une technique classique consiste à<br />
gar<strong>de</strong>r le tube dans une position stationnaire, à une profon<strong>de</strong>ur <strong>de</strong> pénétration dans le<br />
polymère constante, jusqu’à ce que la relaxation <strong>du</strong> polymère se pro<strong>du</strong>ise.<br />
Différents paramètres influent sur la tension <strong>de</strong> surface. Toutes les étu<strong>de</strong>s menées montrent<br />
que la tension <strong>de</strong> surface d’un polymère diminue linéairement avec la température [77-80].<br />
Des étu<strong>de</strong>s [82-84] ont montré une dépendance en Mn 2/3 <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface qui est<br />
généralement observée pour <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s dont le poids moléculaire est inférieur à<br />
1000-3000 g/mol. Wu [82] a conclu que lorsque le poids moléculaire est supérieur à 2000-<br />
3000 g/mol, la tension <strong>de</strong> surface varie <strong>de</strong> 1mN/m par rapport à la valeur <strong>du</strong> poids<br />
moléculaire infini. C’est pourquoi l’eff<strong>et</strong> <strong>du</strong> poids moléculaire peut être négligé pour les<br />
polymères.<br />
Les copolymères, les mélanges <strong>et</strong> les additifs peuvent modifier <strong>de</strong> façon significative la<br />
tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s. L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s copolymères<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong>s mélanges est beaucoup moins étudiée que celle <strong>de</strong>s homopolymères. Beaucoup<br />
d’auteurs qui ont mesuré la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> copolymères fon<strong>du</strong>s ont observé une forte<br />
ségrégation d’un <strong>de</strong>s blocs à la surface [85-89]. Les composés <strong>de</strong> basse énergie dans les<br />
copolymères ont tendance à s’adsorber sur la surface <strong>et</strong> à diminuer l’énergie libre <strong>et</strong> donc la<br />
tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> système. De même les additifs <strong>de</strong> basse énergie diminuent <strong>de</strong> manière<br />
importante la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s.<br />
- 25 -
Estelle Pérot<br />
2.3. Conclusion <strong>de</strong> l’étu<strong>de</strong> bibliographique<br />
A partir <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> bibliographique, il est clair que le contrôle <strong>de</strong> la mise en œuvre par le<br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> se fait essentiellement <strong>de</strong> manière empirique.<br />
Jusqu’à présent, il n’y a pas eu d’étu<strong>de</strong> qui montre l’adéquation entre matériau <strong>et</strong> <strong>procédé</strong> en<br />
se basant sur la structure <strong>du</strong> matériau (masse molaire moyenne en masse <strong>et</strong> en nombre,<br />
énergie <strong>de</strong> surface, viscosité…). En plus <strong>de</strong> la rhéologie à l’état fon<strong>du</strong>, <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong><br />
surface <strong>et</strong> <strong>de</strong>s propriétés <strong>de</strong> la poudre, d’autres facteurs jouent un rôle significatif dans la<br />
coalescence <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification, comme la composition chimique, les propriétés thermiques <strong>et</strong><br />
la dépendance qui existe entre la viscosité <strong>et</strong> la température.<br />
D’autre part, la dégradation reste l’un <strong>de</strong>s verrous scientifiques <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Pour simuler la dégradation au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>, un rhéomètre dynamique serait sans<br />
doute mieux adapté que la DSC.<br />
De plus, <strong>de</strong>s étu<strong>de</strong>s approfondies sur l’influence <strong>de</strong>s paramètres <strong>de</strong> mise en œuvre sur les<br />
propriétés finales <strong>de</strong>s pièces sont nécessaires.<br />
Il ne faut pas non plus oublier que l’écoulement <strong>de</strong> la poudre à l’état soli<strong>de</strong> affecte les<br />
transferts thermiques dans le lit <strong>de</strong> poudre <strong>et</strong> la manière dont la matière se répartie sur la<br />
surface <strong>du</strong> moule. C<strong>et</strong> écoulement est lié à la taille <strong>et</strong> à la forme <strong>de</strong>s particules, ainsi qu’à la<br />
granulométrie. L’influence <strong>de</strong> ces paramètres doit donc être étudié.<br />
Jusqu’à présent, <strong>de</strong>s étu<strong>de</strong>s ont été menées sur la <strong>modélisation</strong>, essentiellement <strong>de</strong>s échanges<br />
thermiques, sans tenir compte <strong>de</strong> l’ensemble <strong>de</strong> la chaîne qui gouverne ce type <strong>de</strong> mise en<br />
œuvre. Une maîtrise d’un tel <strong>procédé</strong> nécessite une corrélation étroite <strong>et</strong> une adéquation<br />
entre le matériau <strong>et</strong> le <strong>procédé</strong>.<br />
C’est avec c<strong>et</strong> objectif que nous avons construit le programme <strong>de</strong> notre travail. C<strong>et</strong>te<br />
démarche qui s’appuie également sur l’outil <strong>de</strong> simulation en thermique dans le cadre d’une<br />
meilleure compréhension <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, perm<strong>et</strong>tra <strong>de</strong> lever les verrous<br />
technologiques dans différents domaines (matériaux, thermique…) <strong>et</strong> par conséquent <strong>de</strong><br />
faire en sorte que ce <strong>procédé</strong> se développe.<br />
- 26 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
3. Caractérisation <strong>de</strong>s matériaux<br />
Pour c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong>, un copolymère éthylène-propène (P(E-P)) a été choisi. Afin <strong>de</strong> pouvoir<br />
étudier l’influence <strong>de</strong> la structure <strong>du</strong> matériau sur l’aptitu<strong>de</strong> au <strong>rotomoulage</strong>, nous avons<br />
décidé <strong>de</strong> prendre trois gra<strong>de</strong>s différents <strong>de</strong> matériau chez BOREALIS®. Les trois gra<strong>de</strong>s<br />
choisis sont appelés C1 (MFI (230°C, 2.16kg)=8, déterminé suivant le norme ISO 1133), C2<br />
(MFI=18) <strong>et</strong> C3 (MFI=30). Les copolymères, initialement sous la forme <strong>de</strong> granulés, ont été<br />
micronisés pour obtenir <strong>de</strong> la poudre ou extrudés pour avoir <strong>de</strong>s microgranulés (pour C2<br />
seulement). Nous disposions ainsi <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux morphologies différentes pour le matériau C2,<br />
pour étudier l’influence <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules. Les microgranulés sont appelés C2d.<br />
Afin d’étudier l’influence <strong>de</strong> la taille <strong>de</strong>s particules, seules trois granulométries différentes<br />
<strong>du</strong> matériau C2 ont été choisis :<br />
- C2a avec une taille moyenne <strong>de</strong> 300 µm (100 – 500 µm)<br />
- C2b avec une taille moyenne <strong>de</strong> 500 µm (300 – 700 µm)<br />
- C2c avec une taille moyenne <strong>de</strong> 800 µm (600 – 1000 µm)<br />
Il faut noter que C1 <strong>et</strong> C3 ont la même granulométrie que C2b.<br />
3.1. Caractérisation <strong>de</strong>s matériaux à l’état soli<strong>de</strong> initial<br />
Des étu<strong>de</strong>s granulométriques laser <strong>et</strong> mécaniques par tamisage, ainsi qu’une analyse <strong>de</strong><br />
forme <strong>de</strong>s particules ont été réalisées. Elles nous ont permis <strong>de</strong> contrôler les caractéristiques<br />
<strong>de</strong> la poudre données par le fournisseur grâce au tamisage mécanique.<br />
Des étu<strong>de</strong>s d’écoulement (coulabilité) à l’état soli<strong>de</strong> ont été entreprises pour déterminer les<br />
<strong>de</strong>nsités apparentes <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les propriétés en écoulement <strong>de</strong> la poudre en tenant<br />
compte <strong>de</strong> la granulométrie <strong>et</strong> <strong>de</strong> la morphologie <strong>de</strong>s grains.<br />
3.1.1. Analyse granulométrique<br />
3.1.1.1.Métho<strong>de</strong> expérimentale<br />
L’analyse granulométrique a été réalisée en utilisant un tamiseur vibrant mécanique ROTAP,<br />
selon la norme ASTM D 1921-96. Il n’existe pas d’équivalent ISO à c<strong>et</strong>te norme.<br />
La procé<strong>du</strong>re utilisée est la suivante :<br />
Chaque tamis est pesé <strong>et</strong> sa masse doit être notée. La série <strong>de</strong> tamis est placée sur le tamiseur<br />
par ordre <strong>de</strong> taille <strong>de</strong> maille croissante (<strong>du</strong> bas vers le haut) avec la coupelle <strong>de</strong> récupération<br />
en <strong>de</strong>ssous. Ensuite, une masse (environ 100g, préalablement pesés) <strong>de</strong> matière plastique est<br />
placée sur une série <strong>de</strong> tamis placés par ordre <strong>de</strong> taille <strong>de</strong> maille croissante (<strong>du</strong> bas vers le<br />
haut). Puis le tamiseur est mis en marche pendant 20 minutes. Après le tamisage, chaque<br />
tamis est pesé en commençant par le haut <strong>et</strong> la masse <strong>de</strong> matière r<strong>et</strong>enue dans chacun d’eux<br />
est calculée en soustrayant la masse <strong>du</strong> tamis vi<strong>de</strong>. Si la masse totale <strong>de</strong> matière après<br />
tamisage est inférieure à 98 % <strong>de</strong> la masse initiale <strong>de</strong> l’échantillon, le tamisage doit être<br />
recommencé.<br />
- 27 -
Estelle Pérot<br />
La distribution granulométrique est obtenue en déterminant la masse n<strong>et</strong>te <strong>de</strong> matière<br />
r<strong>et</strong>enue par chaque tamis <strong>et</strong> en calculant le pourcentage : on divise chaque masse n<strong>et</strong>te par la<br />
masse totale <strong>de</strong> l’échantillon <strong>et</strong> on multiplie par 100.<br />
La taille moyenne <strong>de</strong>s particules est calculée selon la manière suivante : obtenir la masse<br />
n<strong>et</strong>te <strong>de</strong> matière r<strong>et</strong>enue par chaque tamis ; déterminer une taille moyenne <strong>de</strong> particules<br />
pour chaque tamis en additionnant la taille <strong>de</strong> maille <strong>du</strong> tamis <strong>et</strong> celle <strong>du</strong> tamis situé au<strong>de</strong>ssus<br />
<strong>et</strong> en divisant par 2 ; pour une matière ayant une distribution normale, calculer la<br />
taille moyenne comme étant : D<br />
m<br />
= ∑ ( Pi<br />
× Di<br />
)<br />
avec Dm : diamètre moyen <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Pi : pourcentage <strong>de</strong> matière r<strong>et</strong>enue dans le tamis i<br />
Di : taille moyenne <strong>de</strong> particules <strong>du</strong> tamis i (µm)<br />
3.1.1.2.Résultats<br />
Après micronisation (mise en poudre) <strong>de</strong>s granulés, la distribution granulométrique <strong>de</strong>s<br />
différents échantillons (C1, C2a, C2b, C2c, C3) a été vérifiée. Les résultats <strong>de</strong> ces analyses<br />
sont présentés sur les figures ci-<strong>de</strong>ssous.<br />
% en masse<br />
30<br />
25<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
< 100 100-<br />
250<br />
250-<br />
400<br />
400-<br />
500<br />
500-<br />
630<br />
630-<br />
710<br />
710-<br />
800<br />
800-<br />
1000<br />
>1000<br />
taille <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Figure 7 : Analyse granulométrique pour C1<br />
% en masse<br />
30<br />
25<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
< 100 100-<br />
250<br />
250-<br />
400<br />
400-<br />
500<br />
500-<br />
630<br />
630-<br />
710<br />
710-<br />
800<br />
800-<br />
1000<br />
>1000<br />
taille <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Figure 8 : Analyse granulométrique pour C2b<br />
- 28 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
30<br />
% en masse<br />
25<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
< 100 100-<br />
250<br />
250-<br />
400<br />
400-<br />
500<br />
500-<br />
630<br />
630-<br />
710<br />
710-<br />
800<br />
800-<br />
1000<br />
>1000<br />
taille <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Figure 9 : Analyse granulométrique pour C3<br />
% en masse<br />
60<br />
50<br />
40<br />
30<br />
20<br />
10<br />
0<br />
< 100 100-300 300-500 500-600 > 600<br />
taille <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Figure 10 : Analyse granulométrique pour C2a<br />
30<br />
25<br />
% en masse<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
< 212 212-400 400-600 600-800 800-<br />
1000<br />
1000-<br />
1180<br />
> 1180<br />
taille <strong>de</strong>s particules (µm)<br />
Figure 11 : Analyse granulométrique pour C2c<br />
Les figures (Figure 7 à Figure 11) perm<strong>et</strong>tent d’observer les différences entre la<br />
granulométrie <strong>de</strong>mandée initialement (confi<strong>de</strong>ntielle) <strong>et</strong> la granulométrie réelle obtenue.<br />
Pour les poudres <strong>de</strong> taille moyenne 500 µm, l’allure générale correspond à la <strong>de</strong>man<strong>de</strong>, mais<br />
la quantité <strong>de</strong> grosse particule est plus importante que celle <strong>de</strong>mandée. Par exemple, pour<br />
une taille <strong>de</strong> particules supérieure à 710 µm, le pourcentage <strong>de</strong>mandé était inférieur à 10 %.<br />
Or, pour les 3 gra<strong>de</strong>s, le pourcentage <strong>de</strong> particules <strong>de</strong> taille supérieure à 710 µm est <strong>de</strong> 12 %<br />
pour C1, 19 % pour C2 <strong>et</strong> 20 % pour C3.<br />
Cependant, pour notre étu<strong>de</strong>, nous pouvons considérer que la distribution granulométrique<br />
est i<strong>de</strong>ntique pour C1, C2b <strong>et</strong> C3.<br />
- 29 -
Estelle Pérot<br />
3.1.2. Analyse <strong>de</strong> forme<br />
3.1.2.1.Visualisation au MEB<br />
Afin <strong>de</strong> voir quel aspect avaient les échantillons dont nous disposons (poudres <strong>et</strong><br />
microgranulés), nous avons utilisé le microscope électronique à balayage. Ceci nous a permis<br />
<strong>de</strong> vérifier grossièrement la taille <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s particules. La Figure 12 <strong>et</strong> la Figure 13<br />
représentent certains <strong>de</strong>s clichés pris dans le MEB.<br />
Figure 12 : Vue au MEB <strong>de</strong> C2d<br />
Figure 13 : Vue au MEB <strong>de</strong> C2b<br />
- 30 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Mis à part les microgranulés (Figure 12) qui ont une forme <strong>de</strong> haricot <strong>et</strong> une taille<br />
relativement homogène, les autres échantillons (poudre) ont <strong>de</strong>s géométries très irrégulières<br />
(Figure 13).<br />
Pour chacune <strong>de</strong>s cinq poudres, il n’existe pas <strong>de</strong> taille homogène. Les formes <strong>de</strong>s particules<br />
sont très hétérogènes, <strong>et</strong> elles sont loin d’être sphériques. On peut alors sérieusement<br />
critiquer l’hypothèse <strong>de</strong> sphéricité <strong>de</strong>s particules prise dans quasiment tous les <strong>modélisation</strong>s<br />
existantes.<br />
Lorsque nous avons observé l’échantillon <strong>de</strong> poudre C3, nous avons remarqué la présence <strong>de</strong><br />
points blancs. Un zoom sur les particules <strong>de</strong> poudre C3 est représenté à la Figure 14.<br />
Figure 14 : Vue zoomée au MEB <strong>de</strong> C3<br />
Pour vérifier que ces additifs étrangers n’avaient pas été ajoutés pendant la micronisation,<br />
nous avons observé la zone d’arrachement d’un granulé <strong>de</strong> C3 que nous avons entaillé puis<br />
coupé en <strong>de</strong>ux en tirant sur les <strong>de</strong>ux parties <strong>du</strong> granulé. L’observation <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te zone est<br />
représentée à la Figure 15.<br />
Sur c<strong>et</strong>te figure, <strong>de</strong>s points blancs apparaissent aussi. Ceci signifie que les additifs ou charges<br />
ont été intro<strong>du</strong>its pendant la formulation ou pendant l’extrusion <strong>de</strong>s granulés. Des analyses<br />
plus approfondies ont été faites pour déterminer la nature <strong>de</strong> ces points blancs (cf 3.2.3 <strong>et</strong><br />
3.2.5).<br />
Figure 15 : Vue zoomée au MEB d'une zone d'arrachement d'un granulé C3<br />
- 31 -
Estelle Pérot<br />
3.1.2.2. Analyse <strong>de</strong> forme par analyse d’images<br />
L’analyse <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules peut se faire en statique ou en dynamique, par voie<br />
sèche ou liqui<strong>de</strong>. Elle est fondée sur l’analyse d’images par <strong>de</strong>s logiciels informatiques.<br />
Différents paramètres sont généralement mesurés :<br />
- le diamètre moyen : valeur moyenne <strong>de</strong>s distances mesurées entre le centre <strong>de</strong> gravité <strong>de</strong> la<br />
particule <strong>et</strong> les points <strong>de</strong> son périmètre.<br />
- la convexité : il s’agit d’un rapport d’aires, illustré par la Figure 16. L’aire proj<strong>et</strong>ée par la<br />
particule est divisée par l’aire proj<strong>et</strong>ée que l’on mesurerait si l’on entourait la particule avec<br />
un fil ten<strong>du</strong>. Par exemple, une sphère totalement lisse a une convexité égale à 1.<br />
Figure 16 : Schéma <strong>de</strong> définition <strong>de</strong> la convexité<br />
- Le facteur <strong>de</strong> forme « roundness » : rapport <strong>de</strong> la largeur sur la longueur, illustré sur la<br />
Figure 17 :<br />
largeur<br />
longueur<br />
Figure 17 : Schéma <strong>de</strong> définition <strong>du</strong> facteur <strong>de</strong> roundness<br />
Les résultats obtenus pour nos différents échantillons sont représentés dans le Tableau 2.<br />
C1 C2a C2b C2c C3 C2d<br />
Diamètre moyen (µm) 580 404 666 742 480 1184<br />
Convexité 0,95 0,95 0,95 0,91 0,95 0,99<br />
Roundness 0,56 0,55 0,56 0,47 0,55 0,79<br />
Tableau 2 : Tableau <strong>de</strong>s valeurs moyennes (en volume) <strong>de</strong>s paramètres morphologiques<br />
- 32 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Certaines valeurs sont un peu éloignées <strong>de</strong>s valeurs atten<strong>du</strong>es. Ceci est dû à la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong><br />
mesure qui se fait en statique, les particules posées sur un support. Les valeurs <strong>de</strong> convexité<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong> roundness sont i<strong>de</strong>ntiques pour C1, C2a, C2b <strong>et</strong> C3. Le facteur <strong>de</strong> roundness plus faible<br />
<strong>de</strong> C2c correspond au fait que les particules <strong>de</strong> C2c sont plus allongées. La convexité <strong>de</strong>s<br />
microgranulés C2d est presque égale à un.<br />
Les analyses <strong>de</strong> forme nous montrent donc que la morphologie <strong>de</strong>s particules pour les trois<br />
échantillons <strong>de</strong> même granulométrie mais <strong>de</strong> gra<strong>de</strong>s différents est quasiment i<strong>de</strong>ntique. Pour<br />
les trois échantillons <strong>de</strong> même gra<strong>de</strong> mais <strong>de</strong> trois granulométries différentes, la<br />
morphologie varie : l’échantillon qui a la granulométrie moyenne la plus élevée présente <strong>de</strong>s<br />
facteurs <strong>de</strong> convexité <strong>et</strong> <strong>de</strong> circularité plus faible.<br />
3.1.3. Coulabilité <strong>et</strong> <strong>de</strong>nsités apparentes<br />
Pour caractériser une poudre, il est important <strong>de</strong> connaître sa <strong>de</strong>nsité apparente ainsi que son<br />
comportement pendant son écoulement. Pour étudier la coulabilité, une caractérisation <strong>du</strong><br />
temps d’écoulement <strong>de</strong> la poudre à travers un cône (Figure 18) est réalisée.<br />
Figure 18 : Cône d'écoulement<br />
3.1.3.1. Procé<strong>du</strong>res expérimentales<br />
La norme ASTM D 1895-96 a été utilisée pour mesurer la coulabilité <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsité apparente.<br />
La métho<strong>de</strong> A (utilisée ici) <strong>de</strong> la norme ASTM est équivalente à la norme ISO R 60.<br />
La <strong>de</strong>nsité apparente est définie comme étant la masse par unité <strong>de</strong> volume <strong>du</strong> matériau,<br />
incluant les « vi<strong>de</strong>s » à l’intérieur <strong>du</strong> matériau testé.<br />
La coulabilité est définie comme étant la mesure <strong>du</strong> temps nécessaire à une quantité standard<br />
<strong>de</strong> matériau pour s’écouler à travers un cône <strong>de</strong> dimensions normalisées.<br />
- 33 -
Estelle Pérot<br />
Ces tests fournissent <strong>de</strong>s indices <strong>de</strong> performance d’un matériau vis-à-vis <strong>de</strong> son stockage <strong>et</strong><br />
<strong>de</strong> sa mise en forme.<br />
Figure 19 : Schéma <strong>du</strong> matériel utilisé pour mesurer la <strong>de</strong>nsité apparente<br />
Pour mesurer la <strong>de</strong>nsité apparente, le matériel utilisé (illustré à la Figure 19) est composé<br />
d’un récipient <strong>de</strong> mesure : récipient cylindrique d’une capacité <strong>de</strong> 100 ± 0,5 cm3, ayant un<br />
diamètre intérieur égal à la moitié <strong>de</strong> sa hauteur interne ; <strong>et</strong> d’un cône avec un diamètre<br />
d’ouverture (en bas) <strong>de</strong> 9,5 mm, monté à 38 mm au <strong>de</strong>ssus <strong>du</strong> récipient <strong>de</strong> mesure.<br />
La procé<strong>du</strong>re <strong>de</strong> mesure est la suivante :<br />
1) Avec le matériel monté comme à la Figure 19, fermer l’extrémité basse <strong>du</strong> cône avec la<br />
main ou avec une feuille <strong>de</strong> papier <strong>et</strong> verser un échantillon <strong>de</strong> 115 ± 5 cm3 dans le cône.<br />
Ouvrir le bas <strong>du</strong> cône rapi<strong>de</strong>ment <strong>et</strong> perm<strong>et</strong>tre ainsi au matériau <strong>de</strong> s’écouler librement dans<br />
le récipient <strong>de</strong> mesure.<br />
2) Après que le matériau soit passé dans le cône, racler l’excès <strong>de</strong> matériau au somm<strong>et</strong> <strong>du</strong><br />
récipient <strong>de</strong> mesure avec une règle sans remuer le récipient. Peser le matériau contenu dans<br />
le récipient <strong>de</strong> mesure à 0,1g près. Calculer la masse en grammes d’1 cm3 <strong>de</strong> matériau.<br />
Pour déterminer la coulabilité, le même matériel est utilisé. La procé<strong>du</strong>re est la suivante :<br />
1) Prélever un échantillon <strong>de</strong> matériau avec une masse égale à 100 fois la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> matériau<br />
après la mise en forme (valeur fixée par la norme). Travailler c<strong>et</strong> échantillon sur un papier<br />
pour qu’il n’y ait aucun amas.<br />
2) Avec le matériel monté comme à la figure 1, fermer l’extrémité basse <strong>du</strong> cône avec la main<br />
ou avec une feuille <strong>de</strong> papier <strong>et</strong> verser avec précaution l’échantillon dans le cône.<br />
3) Ouvrir le bas <strong>du</strong> cône rapi<strong>de</strong>ment <strong>et</strong> lancer le chronomètre au même instant.<br />
4) Laisser le matériau s’écouler librement dans le récipient <strong>de</strong> mesure. Arrêter le chronomètre<br />
quand le <strong>de</strong>rnier grain <strong>de</strong> matériau quitte le cône.<br />
- 34 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
3.1.3.2. Résultats<br />
Les résultats <strong>de</strong>s essais réalisés sont récapitulés dans le tableau suivant.<br />
Densité apparente (g/cm3) Temps d’écoulement (s)<br />
C2a 0,35 22,6<br />
C2b 0,37 25,5<br />
C2c 0,36 24,7<br />
C1 0,35 24,2<br />
C3 0,35 24,4<br />
Tableau 3 : Résultats <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité apparente <strong>et</strong> <strong>de</strong> temps d'écoulement<br />
Les résultats obtenus nous montrent que les valeurs <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité apparente <strong>et</strong> <strong>de</strong> temps<br />
d’écoulement sont constantes quelle que soit la granulométrie <strong>de</strong> l’échantillon. Ce<br />
phénomène peut être <strong>du</strong>e à la morphologie <strong>de</strong>s poudres étudiées. Les critères <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité<br />
apparente <strong>et</strong> <strong>de</strong> temps d’écoulement ne sont donc pas discriminants dans le cas présent.<br />
A l’heure actuelle, aucune technique n’apparaît discriminante pour relier les paramètres <strong>de</strong><br />
cohésion <strong>et</strong> d’écoulement <strong>de</strong> la poudre à la granulométrie. Nous aurions pu réaliser <strong>de</strong>s<br />
essais <strong>de</strong> rhéologie soli<strong>de</strong>, sur <strong>de</strong>s rhéomètres à poudre déjà existants <strong>et</strong> sur un prototype<br />
[90] qui semble utiliser une métho<strong>de</strong> suffisamment discriminante pour établir <strong>de</strong>s relations<br />
entre le comportement rhéologique <strong>de</strong>s grains <strong>et</strong> les caractéristiques physico-chimiques <strong>de</strong>s<br />
matériaux qui les composent.<br />
3.2. Caractérisation physico-chimique <strong>de</strong>s matériaux<br />
3.2.1. RMN<br />
Afin <strong>de</strong> connaître la structure, la distribution <strong>et</strong> le taux <strong>de</strong>s séquences Ethylène <strong>et</strong> Propylène<br />
contenues dans les trois copolymères, une spectroscopie par résonance magnétique nucléaire<br />
(RMN) a été réalisée. Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 4.<br />
BD BF BG<br />
(E)/{(E)+(P)} sec-sec 10% 10% 11%<br />
(E)/{(E)+(P)} d'après les longueurs moyennes (L E /(L E +L P ) 9,10% 9% 8,90%<br />
Longueur moyenne <strong>de</strong>s séquences d'unités P 33,55 27,61 28,63<br />
Longueur moyenne <strong>de</strong>s séquences d'unité E 3,34 2,72 2,8<br />
Pourcentage d'alternances 5,80% 7,40% 7,50%<br />
Indice <strong>de</strong> blockiness 0,33 0,41 0,4<br />
Tableau 4 : Résultats <strong>de</strong> la RMN<br />
Les résultats nous montrent que la composition <strong>de</strong>s 3 copolymères est très proche. Les<br />
indices <strong>de</strong> blockiness nous indiquent que les copolymères sont plutôt blocs.<br />
- 35 -
Estelle Pérot<br />
Donc seules les masses molaires varient : ceci est sans doute dû à leur cinétique <strong>de</strong><br />
polymérisation.<br />
3.2.2. CES<br />
La Chromatographie par exclusion stérique (CES) con<strong>du</strong>it à un fractionnement suivant la<br />
taille <strong>de</strong>s macromolécules, c'est-à-dire suivant l’ordre <strong>de</strong> gran<strong>de</strong>ur <strong>de</strong> leur volume<br />
hydrodynamique en solution ; elle consiste à éluer une solution d’espèces chimiques <strong>de</strong><br />
masses moléculaires différentes dans une colonne contenant, en tant que phase stationnaire,<br />
<strong>de</strong>s grains d’un matériau (gel) présentant une structure poreuse. C<strong>et</strong>te séparation est basée<br />
sur la différence <strong>de</strong> pénétration <strong>de</strong>s chaînes dans les pores <strong>du</strong> gel. La taille étant en général<br />
proportionnelle à la masse moléculaire, on obtient un fractionnement <strong>de</strong>s espèces qui sortent<br />
par ordre décroissant <strong>de</strong> masse molaire.<br />
L’analyse CES a permis <strong>de</strong> déterminer les masses molaires moyennes (Mn, Mw) ainsi que les<br />
indices <strong>de</strong> polymolécularité <strong>de</strong>s différents matériaux. Les valeurs <strong>de</strong> ces gran<strong>de</strong>urs physicochimiques<br />
sont reportées dans le Tableau 5.<br />
Référence Mw (g/mol) Mn (g/mol) Mz (g/mol) Ip<br />
C1 364000 53000 1170000 6.9<br />
C2 276000 48000 861000 5.8<br />
C3 272000 35000 1006000 7.8<br />
Tableau 5 : Résultats <strong>de</strong> la CES<br />
Les résultats trouvés montrent bien que ces copolymères ont <strong>de</strong>s masses différentes,<br />
caractéristiques <strong>de</strong> leur structure. Toutefois leurs indices <strong>de</strong> polymolécularité restent très<br />
voisins. Les indices <strong>de</strong> polymolécularité élevés peuvent tra<strong>du</strong>ire la présence <strong>de</strong> chaînes<br />
courtes <strong>et</strong>/ou <strong>de</strong> ramifications. Celles-ci in<strong>du</strong>iraient une cinétique <strong>de</strong> dégradation rapi<strong>de</strong> <strong>du</strong><br />
matériau <strong>et</strong> elles auraient une influence sur la cinétique <strong>de</strong> cristallisation <strong>du</strong> PP [91].<br />
3.2.3. Microanalyse<br />
En comparant les valeurs <strong>de</strong>s MFI données dans les fiches techniques avec les masses<br />
molaires mesurées par CES, on peut voir que l’ordre est respecté : en eff<strong>et</strong>, C1 a une masse<br />
molaire supérieure à C2, puis à C3. De même, le MFI <strong>de</strong> C1 (8g/10min) est inférieur à celui <strong>de</strong><br />
C2 (18g/10min), qui est lui aussi inférieur à celui <strong>de</strong> C3 (30g/10min). Cependant, C2 <strong>et</strong> C3 ont<br />
<strong>de</strong>s masses molaires proches alors que leurs MFI sont relativement éloignés. Donc l’un <strong>de</strong>s<br />
<strong>de</strong>ux copolymères doit contenir <strong>de</strong>s additifs qui n’ont pas été détecté par analyses CES ou<br />
RMN. C’est pourquoi une microanalyse (par dosage) a été réalisée. Les résultats obtenus<br />
pour C2 <strong>et</strong> C3 sont présentés dans le Tableau 6.<br />
Matière C (%) H (%) N (%) O (%) S (%) Si (%) Al (%) Mg (%) Na (%)<br />
C2 85.51 14.5
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Ces résultats montrent que C3 contient beaucoup plus <strong>de</strong> N, Si <strong>et</strong> Mg que C2. La présence<br />
d’un additif tel que le MgO, qui perm<strong>et</strong> d’améliorer le glissement, est donc probable. Elle<br />
expliquerait la valeur élevée <strong>du</strong> MFI <strong>de</strong> C3.<br />
3.2.4. Analyse aux rayons X<br />
Afin d’étudier qualitativement la composition chimique <strong>de</strong> nos échantillons, une analyse aux<br />
rayons X a été menée sur les poudres <strong>et</strong> les granulés.<br />
Un microscope électronique à balayage (MEB) à pression variable HITACHI S3500N est<br />
utilisé avec le logiciel d’analyse rayons X VANTAGE <strong>de</strong> chez NORAN (Energy Dispersive<br />
System).<br />
Les résultats <strong>de</strong> l’analyse X obtenus pour C1, C2a, C2b, C2c sont i<strong>de</strong>ntiques <strong>et</strong> représentés à<br />
la Figure 20.<br />
Figure 20 : Analyse rayons X <strong>de</strong> C2b, C2a, C2c, C1<br />
Le pic d’oxygène peut vouloir dire que le matériau serait légèrement oxydé. Pour savoir si<br />
c<strong>et</strong>te dégradation a eu lieu avant ou après la micronisation, une analyse <strong>de</strong>s granulés a été<br />
faite. La présence d’aluminium est <strong>du</strong>e au fait que le porte-échantillon est en aluminium, ce<br />
qui pollue quelquefois les résultats.<br />
Les résultats <strong>de</strong> l’analyse pour C2 <strong>et</strong> C1 en granulés sont présentés à la Figure 21.<br />
- 37 -
Estelle Pérot<br />
Figure 21 : Analyse rayons X <strong>de</strong>s granulés <strong>de</strong> C2 <strong>et</strong> C1<br />
La Figure 21 perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> constater que l’oxygène est aussi présent dans les granulés. Ce n’est<br />
donc pas la micronisation qui a dégradé le matériau, celui-ci a été oxydé pendant l’extrusion<br />
<strong>de</strong>s granulés.<br />
Les résultats <strong>de</strong> l’analyse aux rayons X pour C3 (granulé <strong>et</strong> poudre) sont représentés à la<br />
Figure 22.<br />
Figure 22 : Analyse rayons X <strong>de</strong> C3, granulés <strong>et</strong> poudre<br />
L’analyse aux rayons X <strong>du</strong> matériau <strong>de</strong> gra<strong>de</strong> C3 révèle la présence <strong>de</strong> Si, Al, Mg, Na <strong>et</strong> S,<br />
aussi bien dans la poudre que dans les granulés. Il est possible que lors <strong>de</strong> l’extrusion, il y ait<br />
eu un ajout <strong>de</strong> charges minérales naturelles ou bien d’un additif (type MgO), jouant le rôle<br />
<strong>de</strong> stabilisant thermique.<br />
- 38 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
3.2.5. DSC<br />
Dans le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, on recherche <strong>de</strong>s cycles courts, avec <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> chauffe<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement relativement rapi<strong>de</strong>s. C’est pourquoi on a étudié par DSC l’inci<strong>de</strong>nce<br />
<strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement (dans les gammes <strong>de</strong> vitesses <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>)<br />
sur les caractéristiques physico-chimiques <strong>de</strong>s matériaux étudiés (la température <strong>de</strong> fusion<br />
(Tf), l’enthalpie <strong>de</strong> fusion (ΔHf), la température <strong>de</strong> cristallisation (Tc), l’enthalpie <strong>de</strong><br />
cristallisation (ΔHc) <strong>et</strong> le taux <strong>de</strong> cristallinité (xc)).<br />
3.2.5.1.Métho<strong>de</strong> expérimentale<br />
Les appareils utilisés sont une DSC 200 NETZSCH avec un contrôleur TASC 414/3 <strong>et</strong> un<br />
transformateur N2 cooler (refroidissement à l’azote liqui<strong>de</strong>).<br />
Deux passages (chauffe + refroidissement) sont effectués pour chaque échantillon. Les<br />
gran<strong>de</strong>urs considérées sont celles <strong>du</strong> <strong>de</strong>uxième passage (après relaxation <strong>de</strong>s contraintes…).<br />
Une campagne d’essais a donc été lancée avec le cycle « type » suivant :<br />
- température initiale <strong>de</strong> 30 °C<br />
- montée à x °C/min jusqu’à 230°C<br />
- isotherme à 230 °C pendant 1min<br />
- <strong>de</strong>scente à y °C/min jusqu’à -30°C<br />
- isotherme à -30°C pendant 1min<br />
- montée à x °C/min jusqu’à 230°C<br />
- isotherme à 230 °C pendant 1min<br />
- <strong>de</strong>scente à y °C/min jusqu’à -30°C<br />
- isotherme à -30°C pendant 1min<br />
- montée à x °C/min jusqu’à 20°C<br />
Les valeurs <strong>de</strong> x <strong>et</strong> y varient entre 5 <strong>et</strong> 50 °C/min.<br />
3.2.5.2.Résultats obtenus<br />
Le type <strong>de</strong> courbes obtenues est représenté à la Figure 23. Seules la <strong>de</strong>uxième montée <strong>et</strong> la<br />
<strong>de</strong>uxième <strong>de</strong>scente sont représentées.<br />
- 39 -
Estelle Pérot<br />
Figure 23 : Thermogrammes <strong>du</strong> copolymère C1 (20°C/min en chauffe <strong>et</strong> 10°C/min en refroidissement)<br />
Les résultats les plus significatifs sont représentés dans le Tableau 7.<br />
Vitesse<br />
chauffe<br />
Vitesse<br />
refroid. Tf ∆Hf Tc ∆Hc xc<br />
Echantillon (°C/min) (°C/min) (°C) (J/g) (°C) (J/g) (%)<br />
BD poudre 500µm 10 10 169 84 124 90 39<br />
BF poudre 500µm 10 10 167 84 124 76 39<br />
BG poudre 500µm 10 10 169 91 128 95 42<br />
BG granulés 10 10 169 85 128 81 39<br />
BG granulés 20 10 169 90 128 85 42<br />
BG granulés 30 10 170 91 128 91 42<br />
BG granulés 40 10 169 92 127 85 43<br />
BG granulés 50 10 175 94 127 83 44<br />
Tableau 7 : Extraits <strong>de</strong>s résultats <strong>de</strong> DSC<br />
Le taux <strong>de</strong> cristallinité (xc) a été calculé suivant l’Équation 14, donnée dans un ouvrage <strong>du</strong><br />
GFP (Physico Chimie <strong>de</strong>s polymères, Volume 10) :<br />
x<br />
c<br />
∆H<br />
= 100 ×<br />
∆H<br />
f<br />
0<br />
f<br />
avec xc : taux <strong>de</strong> cristallinité (%)<br />
Équation 14<br />
ΔHf : enthalpie <strong>de</strong> fusion <strong>de</strong> l’échantillon (J/g)<br />
ΔHf 0 : enthalpie théorique <strong>de</strong> fusion <strong>du</strong> polymère 100% cristallin (J/g) ; c<strong>et</strong>te<br />
valeur est <strong>de</strong> 209 J/g pour un PP syndiotactique <strong>et</strong> <strong>de</strong> 273 J/g pour un PE.<br />
- 40 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Dans notre cas, le matériau n’est pas un PP syndiotactique, c’est un copolymère. Donc les<br />
calculs <strong>de</strong> taux <strong>de</strong> cristallinité doivent tenir compte <strong>de</strong>s pourcentages <strong>de</strong> PP <strong>et</strong> <strong>de</strong> PE<br />
contenus dans les copolymères (résultats RMN). Le taux <strong>de</strong> cristallinité peut donc être<br />
calculé selon la formule :<br />
∆H<br />
f<br />
x = 100×<br />
Équation 15<br />
c<br />
273×<br />
0,1 + 209×<br />
0,9<br />
L’analyse <strong>de</strong>s courbes obtenues perm<strong>et</strong> d’étudier l’influence <strong>de</strong> différents paramètres (vitesse<br />
<strong>de</strong> montée en température, vitesse <strong>de</strong> refroidissement, gra<strong>de</strong>, granulométrie, micronisation)<br />
sur la température <strong>de</strong> fusion (Tf), l’enthalpie <strong>de</strong> fusion (ΔHf), la température <strong>de</strong> cristallisation<br />
(Tc), l’enthalpie <strong>de</strong> cristallisation (ΔHc) <strong>et</strong> le taux <strong>de</strong> cristallinité (xc).<br />
La Figure 24 <strong>et</strong> la Figure 25 montrent les courbes <strong>et</strong> les résultats d’essais faits sur un<br />
échantillon C3, en faisant varier les vitesses <strong>de</strong> montée en température (<strong>de</strong> 10 à 50 °C/min)<br />
pour étudier leur influence.<br />
Figure 24 : Thermogrammes <strong>du</strong> copolymère C3 (vitesses <strong>de</strong> chauffe variables, 10°C/min en<br />
refroidissement)<br />
- 41 -
Estelle Pérot<br />
200<br />
180<br />
T pic fusion °C<br />
160<br />
140<br />
120<br />
100<br />
∆H fusion J/g<br />
T cristal. °C<br />
∆H cristallisation J/g<br />
80<br />
Cristallinité %<br />
60<br />
40<br />
20<br />
0<br />
0 10 20 30 40 50 60<br />
v i t e sse <strong>de</strong> mont é e e n t e mpérature ( °C/ min)<br />
Figure 25 : Influence <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> chauffe (C3, vitesses <strong>de</strong> chauffe variables, 10°C/min en<br />
refroidissement)<br />
La Figure 24 montre que plus la vitesse <strong>de</strong> chauffe est élevée, plus le pic <strong>de</strong> fusion s’élargit en<br />
s’aplatissant. La Figure 24 <strong>et</strong> la Figure 25 perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> constater que plus la vitesse <strong>de</strong><br />
chauffe est élevée, plus la température <strong>de</strong> fusion est élevée. Ceci est dû à l’inertie <strong>de</strong>s<br />
transferts thermiques. Malgré une légère augmentation <strong>de</strong> l’enthalpie <strong>de</strong> fusion visible sur le<br />
graphique <strong>de</strong> la Figure 25, l’enthalpie <strong>de</strong> fusion <strong>de</strong>vrait rester constante. L’évolution <strong>du</strong> taux<br />
<strong>de</strong> cristallinité n’est ici pas représentative car l’enthalpie <strong>de</strong> référence prise pour le calculer<br />
n’est valable que pour une certaine vitesse <strong>de</strong> montée en température (10°C/min).<br />
La Figure 26 montre les résultats d’essais faits sur un échantillon C2b, en faisant varier les<br />
vitesses <strong>de</strong> refroidissement (<strong>de</strong> 5 à 20 °C/min) pour étudier leur influence.<br />
180<br />
160<br />
140<br />
120<br />
100<br />
80<br />
T pic fusion °C<br />
∆H fusion J/g<br />
T cristal. °C<br />
∆H cristallisation J/g<br />
Cristallinité %<br />
60<br />
40<br />
20<br />
0<br />
0 5 10 15 20 25<br />
v i t e sse <strong>de</strong> r e f r oi di sse me nt ( °C/ mi n)<br />
Figure 26 : Influence <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> refroidissement (C2b, 10°C/min en chauffe, vitesses <strong>de</strong><br />
refroidissement variables)<br />
- 42 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
La Figure 26 perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> constater que plus la vitesse <strong>de</strong> refroidissement est élevée, plus la<br />
température <strong>du</strong> pic <strong>de</strong> cristallisation, l’enthalpie <strong>de</strong> cristallisation <strong>et</strong> le taux <strong>de</strong> cristallinité<br />
diminuent. On peut expliquer ceci d’une part par l’inertie <strong>de</strong>s transferts thermiques <strong>et</strong><br />
d’autre part parce qu’une vitesse <strong>de</strong> refroidissement trop rapi<strong>de</strong> ne laisse pas le temps au<br />
matériau <strong>de</strong> cristalliser complétement. Or la cristallisation d’un polymère semi-cristallin est<br />
nécessaire pour assurer une rigidité <strong>et</strong> une limite élastique suffisantes. Il est évi<strong>de</strong>nt que si,<br />
pendant la phase finale <strong>de</strong> l’opération <strong>de</strong> mise en œuvre, la vitesse <strong>de</strong> refroidissement est<br />
trop rapi<strong>de</strong>, alors le matériau sera incomplètement cristallisé <strong>et</strong> le taux <strong>de</strong> cristallinité pourra<br />
varier d’un point à l’autre <strong>de</strong> la pièce en fonction <strong>de</strong> l’histoire thermique locale. La<br />
cristallisation incomplète <strong>et</strong> l’hétérogénéité spatiale <strong>de</strong> la distribution <strong>du</strong> taux <strong>de</strong> cristallinité<br />
pourront avoir <strong>de</strong>s conséquences défavorables sur le comportement à court <strong>et</strong> à long terme<br />
<strong>du</strong> matériau.<br />
En conclusion, en restant à <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement usuelles pour le<br />
<strong>rotomoulage</strong>, les observations faites en DSC ne montrent pas <strong>de</strong> changements notables au<br />
niveau <strong>de</strong>s paramètres physico-chimiques <strong>de</strong>s matériaux étudiés. Les légères différences<br />
obtenues sont <strong>du</strong>es aux erreurs expérimentales.<br />
3.3. Propriétés rhéologiques<br />
Afin <strong>de</strong> déterminer les propriétés rhéologiques <strong>de</strong>s matériaux, <strong>de</strong>ux appareils <strong>de</strong> mesure ont<br />
été utilisés :<br />
- le gra<strong>de</strong>ur pour déterminer le MFI (melt flow in<strong>de</strong>x) <strong>et</strong> le MVR (melt volume rate)<br />
- le rhéomètre plan-plan pour obtenir les valeurs <strong>de</strong> la viscosité dynamique complexe, <strong>du</strong><br />
temps <strong>de</strong> relaxation <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’énergie d’activation.<br />
Ce type <strong>de</strong> mesure sous faible déformation perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> relier la structure <strong>du</strong> matériau à ses<br />
propriétés rhéologiques.<br />
3.3.1. Gra<strong>de</strong>ur<br />
L’objectif est <strong>de</strong> vérifier les valeurs <strong>de</strong>s indices <strong>de</strong> fliudité (MFI) données par le fournisseur<br />
<strong>de</strong> matière <strong>et</strong> d’obtenir le MVR (melt volume rate : indice <strong>de</strong> fluidité volumique).<br />
L’appareil utilisé est un gra<strong>de</strong>ur GOTTFERT. Les normes utilisées sont la NF ISO 1133 <strong>et</strong> la<br />
ISO 1873-1. Les paramètres <strong>de</strong>s essais sont les suivants :<br />
- Etuvage <strong>de</strong>s matières (copo P(E-P)) : 3h à 90°C<br />
- Température d’essai : 230°C<br />
- Masse nominale appliquée : 2,16 kg<br />
- Pour le calcul <strong>du</strong> MFI, la découpe <strong>de</strong>s échantillons est faite toutes les 5 secon<strong>de</strong>s.<br />
Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 8.<br />
- 43 -
Estelle Pérot<br />
Matière<br />
MVR<br />
(cm3 / 10min)<br />
MFI<br />
(g / 10min)<br />
MFI<br />
théorique<br />
MFI donnée<br />
fournisseur<br />
C1 11,1 ± 0,1 8.2 8 8.5<br />
C2 24,2 ± 0,1 18.2 18 18.4<br />
C3 35,0 ± 0,1 30<br />
Tableau 8 : Résultats <strong>de</strong>s essais sur le gra<strong>de</strong>ur<br />
Les MFI mesurés correspon<strong>de</strong>nt bien aux données fournisseur.<br />
Pour C3, le matériau est trop flui<strong>de</strong> pour pouvoir déterminer avec certitu<strong>de</strong> la valeur <strong>de</strong><br />
l’indice <strong>de</strong> fluidité.<br />
3.3.2. Rhéomètre dynamique plan-plan<br />
Les objectifs <strong>de</strong> l’étu<strong>de</strong> rhéologiques sont les suivants :<br />
- établir le domaine linéaire<br />
- étudier la dégradation <strong>de</strong> ces polymères en fonction <strong>de</strong> la température <strong>et</strong> <strong>du</strong><br />
temps, sous air <strong>et</strong> sous azote<br />
- déterminer les gran<strong>de</strong>urs rhéologiques, telles que la viscosité newtonienne, le<br />
temps <strong>de</strong> relaxation, l’énergie d’activation.<br />
3.3.2.1. Réalisation <strong>de</strong>s échantillons <strong>et</strong> procé<strong>du</strong>re expérimentale.<br />
Les échantillons utilisés dans le rhéomètre plan-plan doivent avoir la forme <strong>de</strong> disque, d’un<br />
diamètre très légèrement inférieur au diamètre <strong>de</strong>s plateaux (25mm) <strong>et</strong> d’une épaisseur très<br />
légèrement supérieur à l’entrefer imposé (1mm). Ainsi le contact est assuré sur le plateau<br />
supérieur, sans que la matière débor<strong>de</strong> <strong>de</strong>s plateaux.<br />
La procé<strong>du</strong>re <strong>de</strong> fabrication <strong>de</strong>s disques est la suivante.<br />
Tout d’abord, pour chaque matériau, <strong>de</strong>s échantillons <strong>de</strong> 1.2mm d’épaisseur sont réalisés à<br />
l’ai<strong>de</strong> d’une presse à compression (maintien à 200 bars à 200°C pendant 5 minutes). Ensuite,<br />
on laisse les films refroidir, puis <strong>de</strong>s disques <strong>de</strong> diamètre 24mm sont découpés à l’emportepièce<br />
à partir <strong>de</strong>s échantillons obtenus.<br />
La procé<strong>du</strong>re d’utilisation <strong>du</strong> rhéomètre ARES est la suivante :<br />
- Après avoir préchauffé le four <strong>du</strong> rhéomètre, choisir l’atmosphère <strong>de</strong> mesure (air ou azote).<br />
- Faire le zéro <strong>de</strong> la position entre les <strong>de</strong>ux plateaux.<br />
- Positionner l’échantillon (disque) entre les <strong>de</strong>ux plateaux : il faut alors mesurer le temps qui<br />
s’écoule entre le moment où l’échantillon est déposé entre les plateaux <strong>et</strong> celui où la mesure<br />
démarre. Ainsi, en appliquant toujours le même temps, les mesures sont repro<strong>du</strong>ctibles <strong>et</strong><br />
comparables entre elles.<br />
- Ré<strong>du</strong>ire progressivement l’entrefer jusqu’à une valeur <strong>de</strong> 1mm.<br />
- Lancer la mesure souhaitée.<br />
- 44 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
3.3.2.2.Détermination <strong>du</strong> domaine linéaire<br />
La détermination <strong>du</strong> domaine linéaire en spectrométrie dynamique s’effectue par le suivi <strong>de</strong><br />
l’évolution <strong>de</strong>s mo<strong>du</strong>les G’ ou G’’ ou <strong>de</strong> la viscosité <strong>et</strong>a* lors d’un accroissement <strong>de</strong> la<br />
déformation. Une diminution <strong>de</strong> ces gran<strong>de</strong>urs indique la limite <strong>de</strong> la déformation<br />
acceptable. En eff<strong>et</strong>, le concept <strong>de</strong> la viscoélasticité linéaire sous-entend que l’état <strong>du</strong> système<br />
observé n’évolue pas quelque soit la déformation appliquée. On suppose alors que les eff<strong>et</strong>s<br />
d’orientation <strong>de</strong>s chaînes macromoléculaires sont négligeables <strong>et</strong> ne modifient pas les<br />
propriétés <strong>du</strong> milieu.<br />
Les paramètres utilisés pour les essais sont reportés dans le Tableau 9. Le type d’essai utilisé<br />
sur le rhéomètre ARES pour déterminer le domaine linéaire est le « Dynamic Strain Sweep<br />
Test ».<br />
Fréquence T° Atmosphère Déformation Déformation entrefer temps <strong>de</strong><br />
(rad/s) (°C)<br />
initiale (%) finale (%) (mm) contact (s)<br />
50 230 air 0,1 100 1 90<br />
1 230 air 0,1 100 1 90<br />
1 230 N2 0,1 100 1 90<br />
Tableau 9 : Paramètres <strong>de</strong>s essais rhéologiques préliminaires – étu<strong>de</strong> <strong>du</strong> domaine linéaire<br />
1000<br />
domaine linéaire, 230°C, frequence 50 rad/s<br />
<strong>et</strong>a * (Pa.s)<br />
BD<br />
BF<br />
BG<br />
100<br />
0,1 1 10 100<br />
déformation (%)<br />
Figure 27 : Evolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>de</strong> la déformation pour C1, C2 <strong>et</strong> C3<br />
La Figure 27 illustre le domaine linéaire par le suivi <strong>de</strong> la viscosité <strong>et</strong>a* en fonction <strong>de</strong> la<br />
déformation, pour les trois copolymères C1, C2 <strong>et</strong> C3. C<strong>et</strong>te même figure montre que la<br />
limite acceptable en déformation est <strong>de</strong> l’ordre <strong>de</strong> 20 %. Le choix d’une pulsation <strong>de</strong><br />
fréquence élevée (50 rad/s) vient <strong>du</strong> fait que l’éten<strong>du</strong>e <strong>de</strong> la déformation augmente lorsque la<br />
fréquence diminue ; aussi un domaine déterminé à haute fréquence est valable à plus basse<br />
fréquence. Ceci est vérifié par les essais réalisés à une fréquence <strong>de</strong> 1 rad/s.<br />
Nous avons donc choisi <strong>de</strong> travailler avec une déformation <strong>de</strong> 5%.<br />
- 45 -
Estelle Pérot<br />
3.3.2.3.Etu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la dégradation<br />
Le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> a un temps <strong>de</strong> cycle long <strong>et</strong> la mise en forme se fait, en général,<br />
sous air. Il peut donc y avoir une dégradation <strong>du</strong> matériau. Des étu<strong>de</strong>s rhéologiques à l’état<br />
fon<strong>du</strong> en régime dynamique, sous air <strong>et</strong> sous azote, ont permis d’une part d’appréhen<strong>de</strong>r<br />
l’aptitu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s matériaux à la transformation par le <strong>procédé</strong> <strong>et</strong> d’autre part <strong>de</strong> relier leur<br />
structure aux propriétés rhéologiques.<br />
Des essais sur le rhéomètre dynamique ont permis d’étudier également la dégradation <strong>de</strong> ces<br />
polymères en fonction <strong>de</strong> la température <strong>et</strong> <strong>du</strong> temps, sous air <strong>et</strong> sous azote.<br />
Les courbes obtenues pour l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la dégradation, sont similaires à celles qui sont<br />
représentées sur la Figure 28. Sur c<strong>et</strong>te figure, l’évolution <strong>de</strong> la viscosité dynamique<br />
complexe est représentée en fonction <strong>du</strong> temps, pour différentes températures, pour C2 <strong>et</strong><br />
sous air, avec une déformation <strong>de</strong> 5% <strong>et</strong> une pulsation <strong>de</strong> fréquence <strong>de</strong> 50rad/s.<br />
400<br />
<strong>et</strong>a* (Pa.s)<br />
300<br />
200<br />
220°C<br />
230°C<br />
240°C<br />
250°C<br />
100<br />
0 600 1200 1800 2400 3000<br />
temps (s)<br />
Figure 28 : Evolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>du</strong> temps à différentes températures pour le<br />
copolymère C2<br />
La Figure 28 montre que, sous air, la viscosité décroît avec le temps, ce qui est sans doute dû<br />
à la dégradation <strong>du</strong> matériau. Sur c<strong>et</strong>te figure, la viscosité diminue quand la température<br />
augmente. Mais la cinétique <strong>de</strong> dégradation reste constante malgré le changement <strong>de</strong><br />
température.<br />
La Figure 29 présente une comparaison <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong> la viscosité dynamique complexe<br />
en fonction <strong>du</strong> temps, sous air <strong>et</strong> sous azote.<br />
- 46 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
<strong>de</strong>gradation C2_ 240°C _ strain 5% _ freq 50rad/s _ 40 min<br />
300<br />
air<br />
N2<br />
280<br />
<strong>et</strong>a* (Pa.s)<br />
260<br />
240<br />
220<br />
200<br />
180<br />
0 600 1200 1800 2400 3000<br />
temps (s)<br />
Figure 29 : Evolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>du</strong> temps pour C2, sous air <strong>et</strong> sous azote, à 240°C<br />
La Figure 29 montre que le polymère étudié sous air présente une diminution <strong>de</strong> la viscosité<br />
dynamique complexe en fonction <strong>du</strong> temps, en particulier vers les temps longs. Ceci est<br />
certainement dû à une dégradation <strong>du</strong> polymère par thermo-oxydation. En revanche, le<br />
même polymère étudié sous azote gar<strong>de</strong> une viscosité constante, ce qui signifie qu’il ne subit<br />
aucune dégradation. C<strong>et</strong> essai a été fait à une température (240°C) <strong>et</strong> un temps (40 minutes)<br />
qui correspon<strong>de</strong>nt au cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Il faut donc envisager <strong>de</strong> réaliser les pièces<br />
rotomoulées sous atmosphère inerte, pour éviter toute dégradation qui serait néfastes aux<br />
propriétés mécaniques finales. Une autre solution serait <strong>de</strong> stabiliser plus le polymère par<br />
<strong>de</strong>s antioxydants.<br />
Toutefois, il convient <strong>de</strong> relativiser c<strong>et</strong>te conclusion car pendant le cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, la<br />
température <strong>de</strong> la matière dépasse les 200°C seulement peu <strong>de</strong> temps (environ 5 minutes). La<br />
matière n’a donc pas le temps <strong>de</strong> se dégra<strong>de</strong>r, même sous air.<br />
3.3.2.4.Détermination <strong>de</strong>s paramètres rhéologiques pertinents<br />
Tous ces essais rhéologiques ont été réalisés à déformation constante (5%) à différentes<br />
températures (180°C à 250°C) en faisant varier la fréquence <strong>de</strong> 100 rad/s à 0,05 rad/s.<br />
L’étu<strong>de</strong> rhéologique à différentes pulsations <strong>de</strong> fréquence <strong>et</strong> à différentes températures a<br />
permis la construction <strong>de</strong> courbes maîtresses. L’objectif est d’explorer la viscosité (<strong>et</strong>a*) dans<br />
une large gamme <strong>de</strong> températures <strong>et</strong> <strong>de</strong> fréquences. Il est alors possible d’obtenir la viscosité<br />
newtonienne (<strong>et</strong>a0), le temps <strong>de</strong> relaxation <strong>et</strong> l’énergie d’activation <strong>de</strong>s différents matériaux,<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong> déterminer les lois <strong>de</strong> comportement nécessaire à toute <strong>modélisation</strong>.<br />
Les propriétés rhéologiques (G’, G’’ <strong>et</strong> η*) ont été mesurées en fonction <strong>de</strong> la pulsation <strong>de</strong><br />
fréquence à différentes températures entre 180°C <strong>et</strong> 250°C pour les trois copolymères.<br />
L’évolution <strong>de</strong>s viscosités dynamiques complexes en fonction <strong>de</strong> la pulsation <strong>de</strong> fréquence<br />
est représentée sur la Figure 30, pour les trois matériaux, à 230°C.<br />
- 47 -
Estelle Pérot<br />
10000<br />
viscosité dynamique<br />
complexe <strong>et</strong>a* (Pa.s)<br />
1000<br />
C1 C2 C3<br />
100<br />
0.1 1 10 100<br />
pulsation <strong>de</strong> fréquence (rad/s)<br />
Figure 30 : Evolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>de</strong> la fréquence, à 230°C, sous azote, pour les 3<br />
copolymères<br />
Ces données expérimentales rhéologiques nous ont permis <strong>de</strong> tracer les courbes maîtresses <strong>et</strong><br />
d’obtenir les énergies d’activation <strong>et</strong> les viscosités newtoniennes, obtenues par le modèle <strong>de</strong><br />
Yasuda-Carreau [92].<br />
Les courbes maîtresses obtenues pour les trois gra<strong>de</strong>s sont représentées sur la Figure 31.<br />
Courbes maîtresses avec une référence à 230°C<br />
10000<br />
C1 C2 C3<br />
<strong>et</strong>a* (Pa.s)<br />
1000<br />
100<br />
0.01 0.1 1 10 100 1000<br />
pulsation <strong>de</strong> fréquence (rad/s)<br />
Figure 31 : Courbes maîtresses pour C1, C2, C3 : évolution <strong>de</strong> <strong>et</strong>a* en fonction <strong>de</strong> la pulsation <strong>de</strong><br />
fréquence, sous azote, avec une courbe <strong>de</strong> référence à 230°C<br />
Les temps <strong>de</strong> relaxation ont été calculés par la métho<strong>de</strong> Cole-Cole.<br />
- 48 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Recherche <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation : métho<strong>de</strong> Cole-Cole<br />
250<br />
200<br />
y = -0.0009x 2 + 0.8272x + 37.341<br />
R 2 = 0.9895<br />
<strong>et</strong>a'' (Pa.s)<br />
150<br />
100<br />
C2 à 210°C<br />
Polynomial (C2 à 210°C)<br />
50<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900<br />
<strong>et</strong>a' (Pa.s)<br />
Figure 32 : Détermination <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation par la métho<strong>de</strong> Cole-Cole<br />
La viscosité dynamique complexe <strong>et</strong>a* est constituée <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux composantes : la partie réelle<br />
<strong>et</strong>a’ (viscosité) <strong>et</strong> la partie complexe <strong>et</strong>a’’ (élasticité), telles que η* = η' − jη''<br />
.<br />
La Figure 32 montre comment déterminer le temps <strong>de</strong> relaxation à une température donnée.<br />
En eff<strong>et</strong>, après avoir repéré le maximum <strong>de</strong> la courbe <strong>de</strong> <strong>et</strong>a’’ en fonction <strong>de</strong> <strong>et</strong>a’, il faut<br />
déterminer à quelle valeur <strong>de</strong> fréquence (ωt) correspond ce maximum. Puis le temps <strong>de</strong><br />
relaxation (λ) se calcule avec l’équation :<br />
2π<br />
λ =<br />
ωt<br />
Le Tableau 10 récapitule les valeurs <strong>de</strong>s temps <strong>de</strong> relaxation à différentes températures, pour<br />
les trois copolymères.<br />
Température<br />
°C C1<br />
temps <strong>de</strong> relaxation (s)<br />
C2 C3<br />
180 3.149 0.791 0.996<br />
190 2.501 0.449 0.791<br />
200 1.987 0.396 0.698<br />
210 1.795 0.315 0.571<br />
220 1.578 0.250 0.499<br />
230 1.254 0.199 0.396<br />
240 0.996 0.158 0.315<br />
250 0.911 0.125 0.250<br />
Tableau 10 : Temps <strong>de</strong> relaxation <strong>de</strong>s différents matériaux<br />
L’évolution <strong>de</strong>s viscosités newtoniennes est tracée en fonction <strong>de</strong> la température sur la<br />
Figure 33. Elles sont en accord avec les masses moléculaires. En eff<strong>et</strong>, C1 a une viscosité plus<br />
élevée que C2 <strong>et</strong> C3, qui ont <strong>de</strong>s viscosités très proches, comme le sont leurs masses<br />
moléculaires. Ce graphique (Figure 33) nous a permis d’obtenir, pour chaque copolymère, les<br />
valeurs numériques <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong> la viscosité newtonienne en fonction <strong>de</strong> la température.<br />
Nous avons donc pu inclure ces fonctions numériques dans le modèle <strong>de</strong> coalescence, quand<br />
les conditions ne sont pas isothermes, comme c’est le cas pendant le cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
- 49 -
Estelle Pérot<br />
9<br />
8<br />
y = 4462.2x - 1.245<br />
R 2 = 0.9971<br />
C1<br />
C2<br />
ln <strong>et</strong>a*0<br />
7<br />
6<br />
y = 3657.9x - 0.6058<br />
R 2 = 0.9942<br />
y = 4467.7x - 2.417<br />
R 2 = 0.9951<br />
C3<br />
5<br />
0.0018 0.0019 0.002 0.0021 0.0022 0.0023<br />
1/T (T en K)<br />
Figure 33 : Evolution <strong>du</strong> ln <strong>de</strong> la viscosité newtonienne en fonction <strong>de</strong> l'inverse <strong>de</strong> la température,<br />
pour les 3 copolymères<br />
Les résultats issus <strong>de</strong>s essais rhéologiques sont récapitulés dans le Tableau 11.<br />
C1 C2 C3<br />
Mw (g/mol) 364000 276000 272000<br />
temps <strong>de</strong> relaxation (à 230°C) (s) 1.3 0.2 0.4<br />
Energie d'activation (kJ/mol) 38 36 41<br />
<strong>et</strong>a0 selon graphique (Pa.s) 2115 780 683<br />
<strong>et</strong>a0 selon Carreau (Pa.s) 2193 798 705<br />
Tableau 11 : Paramètres rhéologiques <strong>de</strong>s trois copolymères<br />
La viscosité newtonienne η0 selon Carreau a été calculée en utilisant le modèle <strong>de</strong> Yasuda-<br />
Carreau [93] :<br />
m−1<br />
a<br />
⎡<br />
a<br />
1 •<br />
⎛ ⎞ ⎤<br />
η = η0 ⎢ + ⎜λ<br />
γ ⎟ ⎥<br />
⎢⎣<br />
⎝ ⎠ ⎥⎦<br />
•<br />
C<strong>et</strong>te loi décrit parfaitement les variations expérimentales <strong>de</strong> η en fonction <strong>de</strong> γ , pour les<br />
trois polymères étudiés (R² > 0.99).<br />
Les viscosités newtoniennes calculées sont en adéquation avec les masses molaires Mw<br />
mesurées par CES. En eff<strong>et</strong>, C2 <strong>et</strong> C3 ont <strong>de</strong>s masses molaires Mw très proches (<strong>et</strong> <strong>de</strong>s indices<br />
<strong>de</strong> polymolécularité différents) <strong>et</strong> ces <strong>de</strong>ux polymères ont aussi <strong>de</strong>s viscosités newtoniennes<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong>s temps <strong>de</strong> relaxation très proches. En comparant avec C1, ceci prouve qu’il n’y a que la<br />
masse molaire Mw qui joue sur la viscosité newtonienne.<br />
Ces valeurs (<strong>et</strong>a0, temps <strong>de</strong> relaxation) vont pouvoir être utilisées dans la <strong>modélisation</strong>,<br />
notamment pour la fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification (voir paragraphe suivant).<br />
- 50 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
3.4. Conclusion <strong>de</strong> la caractérisation <strong>de</strong>s matériaux<br />
Les étu<strong>de</strong>s granulométriques réalisées nous ont permis <strong>de</strong> contrôler les caractéristiques <strong>de</strong> la<br />
poudre données par le fournisseur <strong>et</strong> <strong>de</strong> connaître la distribution granulométrique exacte <strong>de</strong><br />
tous les échantillons. L’analyse <strong>de</strong> forme <strong>de</strong>s particules nous a indiqué que les particules <strong>de</strong>s<br />
échantillons C1, C2b <strong>et</strong> C3 avaient globalement la même forme. Seuls les microgranulés<br />
avaient <strong>de</strong>s facteurs <strong>de</strong> forme différents <strong>de</strong> ceux <strong>de</strong>s poudres. L’analyse au MEB nous a<br />
permis <strong>de</strong> détecter la présence d’un additif dans C3.<br />
Grâce aux étu<strong>de</strong>s d’écoulement <strong>de</strong>s échantillons (coulabilité) à l’état soli<strong>de</strong>, les <strong>de</strong>nsités<br />
apparentes <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les propriétés en écoulement <strong>de</strong> la poudre ont pu être déterminées<br />
en tenant compte <strong>de</strong> la granulométrie <strong>et</strong> <strong>de</strong> la morphologie <strong>de</strong>s grains. Mais ces critères n’ont<br />
pas été discriminants.<br />
Une caractérisation physico-chimique fine <strong>de</strong>s matériaux nous a amené à connaître<br />
précisément la structure, la composition <strong>et</strong> les propriétés thermophysiques <strong>de</strong>s trois<br />
copolymères. Les analyses par RMN <strong>et</strong> CES nous ont indiqué que les matériaux sont <strong>de</strong>s<br />
copolymères blocs qui ont quasiment la même composition <strong>et</strong> <strong>de</strong>s indices <strong>de</strong><br />
polymolécularité voisins <strong>et</strong> dont seules les masses molaires varient. La microanalyse nous a<br />
confirmé la présence d’un additif <strong>de</strong> type MgO dans le matériau C3, ce qui explique la valeur<br />
élevée <strong>de</strong> son MFI. Les observations faites en DSC, à différentes vitesses <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
refroidissement, n’ont pas montré <strong>de</strong> changements notables au niveau <strong>de</strong>s paramètres<br />
thermophysiques <strong>de</strong>s matériaux étudiés.<br />
Les étu<strong>de</strong>s rhéologiques à l’état fon<strong>du</strong> en régime dynamique, sous air <strong>et</strong> sous azote, ont<br />
permis d’une part d’appréhen<strong>de</strong>r l’aptitu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s matériaux à la transformation par le <strong>procédé</strong><br />
<strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> d’autre part <strong>de</strong> relier leur structure aux propriétés rhéologiques.<br />
En eff<strong>et</strong>, une étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la dégradation <strong>de</strong>s matériaux sous air <strong>et</strong> sous azote nous a permis <strong>de</strong><br />
savoir à partir <strong>de</strong> quel moment <strong>et</strong> <strong>de</strong> quelle température les copolymères se dégradaient.<br />
Ainsi, nous avons pu voir qu’avec un balayage d’azote <strong>et</strong> pour un temps correspondant au<br />
temps <strong>de</strong> chauffe <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>, les matériaux ne se dégradaient quasiment pas.<br />
Une autre étu<strong>de</strong> rhéologique, réalisée à taux <strong>de</strong> déformation constant <strong>et</strong> à pulsation <strong>de</strong> la<br />
fréquence variable, pour différentes températures, nous a permis <strong>de</strong> déterminer, pour<br />
chaque copolymère, certains paramètres pertinents, tels que les temps <strong>de</strong> relaxation en<br />
fonction <strong>de</strong> la température, les viscosités newtoniennes en fonction <strong>de</strong> la température, les<br />
énergies d’activation. Des courbes maîtresses ont ainsi pu être tracées. Elles décrivent<br />
l’évolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>de</strong> la pulsation <strong>de</strong> la fréquence sur une large plage <strong>de</strong><br />
fréquence <strong>et</strong> <strong>de</strong> températures. Les résultats expérimentaux sont en parfait accord avec le<br />
modèle <strong>de</strong> Yasuda-Carreau.<br />
Tous les paramètres rhéologiques mesurés expérimentalement nous ont permis <strong>de</strong><br />
déterminer <strong>de</strong>s fonctions numériques qui ont été utilisées dans la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la<br />
coalescence-<strong>de</strong>nsification.<br />
- 51 -
Estelle Pérot<br />
4. Etu<strong>de</strong> <strong>et</strong> <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la fusion-coalescence<strong>de</strong>nsification<br />
Pour passer <strong>de</strong> la poudre à la pièce finale, le matériau est chauffé à une température<br />
supérieure à son point <strong>de</strong> fusion. Il subit alors différents phénomènes qui sont la fusion, la<br />
coalescence <strong>de</strong>s particules <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong> volume <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> (<strong>et</strong> qui sont<br />
tra<strong>du</strong>its par un seul terme en anglais : « sintering »). Comme l’a montré la partie<br />
bibliographique, la cinétique <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification dépend notamment <strong>de</strong>s<br />
caractéristiques intrinsèques au matériau, telles que la viscosité, l’energie <strong>de</strong> surface, le<br />
temps <strong>de</strong> relaxation… La <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> ce phénomène nécessite, en plus <strong>de</strong> l’étu<strong>de</strong><br />
rhéologique, la détermination <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong> surface.<br />
4.1. Détermination <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong> surface<br />
4.1.1. Partie expérimentale<br />
Les mesures <strong>de</strong>s tensions <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s ont été faites grâce à l’appareil<br />
Digidrop <strong>de</strong> chez GBX, par la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> la goutte posée. Une platine amovible en métal,<br />
sur laquelle sont placés les échantillons, est disposée dans une chambre régulée en<br />
température. Deux <strong>de</strong>s cotés <strong>de</strong> la chambre sont en verre, <strong>et</strong> une caméra reliée à un PC<br />
perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> visualiser les particules <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> qui se trouvent alors sous forme <strong>de</strong><br />
goutte. La Figure 34 schématise le dispositif.<br />
Un logiciel (WinDrop) calcule <strong>de</strong> façon automatique l’angle à droite <strong>et</strong> à gauche <strong>de</strong> la goutte<br />
<strong>et</strong> en fait la moyenne. On peut également placer soi-même la ligne <strong>de</strong> base <strong>de</strong> la goutte<br />
(mo<strong>de</strong> Base), ou encore placer trois points (mo<strong>de</strong> Manuel : contact à droite, contact à gauche<br />
<strong>et</strong> un point sur la surface <strong>de</strong> la goutte). Des séries <strong>de</strong> 40 mesures sont réalisées en mo<strong>de</strong><br />
automatique. Les données sont ensuite exportées automatiquement sous word.<br />
- 52 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Caméra<br />
Polymère<br />
Source <strong>de</strong><br />
lumière froi<strong>de</strong><br />
Vers<br />
acquisition<br />
informatique<br />
Plaque <strong>de</strong> verre<br />
Téflon<br />
Platine amovible<br />
Cartouches chauffantes<br />
Source <strong>de</strong><br />
lumière froi<strong>de</strong><br />
Caméra<br />
Platine chauffante<br />
Platine amovible<br />
Figure 34 : Dispositif expérimental pour la mesure <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong><br />
Un morceau <strong>de</strong> téflon est scotché sur une plaque <strong>de</strong> verre. Les tensions <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> ce<br />
téflon ont été caractérisées à température ambiante grâce à quatre liqui<strong>de</strong>s parfaitement<br />
connus : l’éthylène glycol, l’eau déionisée, le décane <strong>et</strong> l’alpha-bromonaphtalène.<br />
Les caractéristiques <strong>de</strong> ces liqui<strong>de</strong>s (parties polaire <strong>et</strong> dispersive <strong>de</strong> leur tension <strong>de</strong> surface), à<br />
température ambiante, sont récapitulées dans le Tableau 12.<br />
- 53 -
Estelle Pérot<br />
Type <strong>de</strong> liqui<strong>de</strong><br />
p<br />
γ<br />
L<br />
en mN/m<br />
d<br />
γ<br />
L<br />
en mN/m<br />
éthylène glycol 19.0 29.0<br />
eau déionisée 50.3 21.5<br />
décane 0 23.8<br />
alpha-bromonaphtalène 0 44.6<br />
Tableau 12 : Caractéristiques <strong>de</strong>s liqui<strong>de</strong>s <strong>de</strong> référence pour la mesure <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface<br />
Grâce aux équations d’Owens <strong>et</strong> Wendt, on peut ainsi calculer la composante polaire <strong>et</strong><br />
dispersive <strong>du</strong> téflon à température ambiante. On trouve γ =2,3 mN/m, γ =25,8 mN/m. Ces<br />
résultats concor<strong>de</strong>nt avec les valeurs trouvées dans la littérature, le téflon étant connu pour<br />
avoir une composante polaire très faible voire nulle.<br />
Les mesures <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong> sur le téflon ont été réalisées pour<br />
différentes températures. On sait que la tension <strong>de</strong> surface diminue linéairement lorsque la<br />
température augmente. Il faut donc également calculer la tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> téflon pour<br />
dγ<br />
ces températures. D’après Wu [82], le coefficient <strong>de</strong> variation linéaire S<br />
vaut<br />
dT<br />
-0,058 mN/m/°C pour le téflon. En connaissant les composantes polaires <strong>et</strong> dispersives <strong>du</strong><br />
téflon à température ambiante, on peut donc en dé<strong>du</strong>ire ces composantes à haute<br />
température.<br />
Des mesures ont été réalisées pour <strong>de</strong>s températures <strong>de</strong> 180°C à 220°C mesurées grâce à un<br />
thermocouple sur le téflon. Si on écrit l’équilibre <strong>de</strong>s forces entre le polymère <strong>et</strong> sa vapeur, le<br />
polymère <strong>et</strong> le substrat, <strong>et</strong> le substrat <strong>et</strong> sa vapeur, comme le montre la Figure 35, on obtient<br />
l’Équation 16.<br />
γS − γSL<br />
− γ<br />
Lcosθ<br />
= 0<br />
Équation 16<br />
D’après Owens <strong>et</strong> Wendt, la tension <strong>de</strong> surface soli<strong>de</strong>-liqui<strong>de</strong> peut être calculée selon<br />
l’Équation 17.<br />
γ<br />
SL<br />
S<br />
L<br />
d d 1/2 p p<br />
( γ γ ) − 2( γ γ ) 1/2<br />
= γ + γ − 2<br />
Équation 17<br />
L<br />
S<br />
L<br />
S<br />
Les polymères sans charge ni additif, <strong>de</strong> type polyoléfines, ont une composante polaire<br />
nulle, donc γ = γ . On en dé<strong>du</strong>it alors l’Équation 18.<br />
L<br />
L<br />
( 1+<br />
cosθ) 2<br />
d<br />
L<br />
d<br />
4γ<br />
S<br />
γ =<br />
Équation 18<br />
La mesure <strong>de</strong> l’angle <strong>de</strong> contact <strong>et</strong> la connaissance <strong>de</strong> la composante dispersive <strong>du</strong> substrat<br />
perm<strong>et</strong>tent donc <strong>de</strong> calculer la tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> polymère.<br />
p<br />
S<br />
d<br />
S<br />
γ L<br />
θ<br />
Polymère<br />
γ S<br />
γ SL<br />
Téflon<br />
Figure 35 : Equilibre <strong>de</strong>s forces au point triple polymère-substrat-vapeur<br />
- 54 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
4.1.2. Résultats <strong>de</strong>s mesures d’énergie <strong>de</strong> surface<br />
Les tensions <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s copolymères C1, C2 <strong>et</strong> C3 ont été mesurées pour <strong>de</strong>s<br />
températures allant <strong>de</strong> 183°C à 222°C. Les températures <strong>de</strong> consigne vont <strong>de</strong> 250°C à 285°C.<br />
L’écart <strong>de</strong> température entre la consigne <strong>et</strong> la température mesurée est donc constante quelle<br />
que soit la température souhaitée. Par ailleurs afin d’éviter <strong>de</strong>s déperditions <strong>de</strong> chaleur <strong>et</strong> <strong>de</strong>s<br />
perturbations, l’entrée <strong>de</strong> la chambre <strong>de</strong> mesures est fermée par une plaque <strong>de</strong> métal.<br />
Le Tableau 13 regroupe les résultats obtenus. La tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> ces matériaux varie <strong>de</strong><br />
19,62 mN/m à 22,78 mN/m. Ces valeurs sont comparables à celles trouvées dans la littérature<br />
pour un PP ou un PE. Les temps d’attente pour avoir une stabilisation <strong>du</strong> copolymère C2<br />
sont reportés dans ce tableau. Nous constatons que plus la température est faible, plus le<br />
temps d’attente est long. Ce résultat était atten<strong>du</strong> car la viscosité <strong>du</strong> polymère va jouer un<br />
rôle prépondérant sur le temps que celui-ci m<strong>et</strong> pour s’écouler. Plus on se rapproche <strong>de</strong> la<br />
température <strong>de</strong> fusion <strong>du</strong> polymère, plus la viscosité <strong>de</strong> celui-ci est élevée. Pour les<br />
températures les plus importantes, la viscosité diminue <strong>et</strong> donc le temps pour atteindre un<br />
équilibre diminue. Cependant, l’équilibre <strong>du</strong> polymère est beaucoup plus difficile à observer<br />
à ces températures. En plus <strong>de</strong> la faible viscosité, il y a un risque <strong>de</strong> dégradation <strong>du</strong> matériau.<br />
Le résultat obtenu pour 222°C est donc à prendre avec pru<strong>de</strong>nce car un temps d’attente <strong>de</strong><br />
seulement 20 minutes paraît assez faible. Il est possible que le polymère ait commencé à se<br />
dégra<strong>de</strong>r, ce qui aurait pour conséquence <strong>de</strong> modifier sa tension <strong>de</strong> surface.<br />
En comparant les valeurs <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface entre les 3 matériaux, nous constatons que les<br />
écarts pour une même température sont très faibles (inférieurs à 1 mN/m).<br />
Comme le montre la Figure 36, la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> ces polymères varie <strong>de</strong> façon linéaire<br />
avec la température entre 183 <strong>et</strong> 222°C. Le coefficient <strong>de</strong> régression linéaire est supérieur à<br />
dγ<br />
0,98. La variation varie entre -0,08 mN/m/°C pour le C2 à -0.0712 mN/m/°C pour le C1.<br />
dT<br />
Ces valeurs sont proches <strong>de</strong> celles relevées dans la littérature.<br />
T mesurée (°C) 183 190 194 199 207 213 218 222<br />
Angle pour C1 40,4 41,1 39,8 40,7 40,3 40,4<br />
Angle pour C2 42,8 43,0 42,3 42 42,1 41,5 42,3 41,3<br />
Angle pour C3 41,2 41,7 41,3 41,9 41,5 40,6 40,4 41,8<br />
γC1 (mN/m) 21,59 21,51 20,81 20,50 19,98 19,67<br />
γC2 (mN/m) 22,78 22,35 21,85 21,42 20,88 20,30 20,16 19,62<br />
γC3 (mN/m) 22,30 21,96 21,56 21,32 20,72 20,06 19,67 19,75<br />
Temps d'attente<br />
55<br />
pour C2 (minutes)<br />
40 38 35 33 33 30 22<br />
Tableau 13 : Résultats <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface pour le copolymère C2, à différentes<br />
températures<br />
- 55 -
Estelle Pérot<br />
Energie <strong>de</strong> surface (mN/m)<br />
24<br />
23<br />
22<br />
21<br />
y = -0.08x + 37.449<br />
R 2 = 0.9934<br />
y = -0.0724x + 35.647<br />
R 2 = 0.981<br />
20<br />
y = -0.0712x + 35.175<br />
R 2 = 0.9854<br />
19<br />
180 185 190 195 200 205 210 215 220 225<br />
Température (°C)<br />
C1 C2 C3<br />
Figure 36 : Evolution <strong>de</strong> l'énergie <strong>de</strong> surface en fonction <strong>de</strong> la température, pour les 3 copolymères<br />
C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> mesure <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s semble donc<br />
fonctionner. Il reste cependant un point négatif qui est la précision <strong>de</strong> ces mesures. Des<br />
métho<strong>de</strong>s comme la goutte pendante perm<strong>et</strong>tent, d’après les différents travaux menés,<br />
d’atteindre <strong>de</strong>s précisions <strong>de</strong> l’ordre <strong>de</strong> ±0,05 à ±0,4 mN/m. Avec notre métho<strong>de</strong>, la précision<br />
est au mieux <strong>de</strong> ±0,5 mN/m. En eff<strong>et</strong>, l’écart type sur la mesure <strong>de</strong> l’angle <strong>de</strong> contact varie<br />
entre 1,5° <strong>et</strong> 2,5°, ce qui engendre une gran<strong>de</strong> incertitu<strong>de</strong> sur la mesure. De plus,<br />
l’extrapolation <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>du</strong> téflon à hautes températures peut également<br />
entraîner <strong>de</strong>s erreurs. L’idéal serait <strong>de</strong> pouvoir caractériser le téflon à 180°C, 190°C <strong>et</strong> 200°C<br />
afin <strong>de</strong> pouvoir se faire une idée <strong>de</strong> la valeur <strong>de</strong> sa tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> <strong>de</strong> sa variation avec<br />
la température, mais il faut alors trouver <strong>de</strong>s liqui<strong>de</strong>s appropriés dont on connaît les<br />
composantes polaires <strong>et</strong> dispersives à ces températures. De tels liqui<strong>de</strong>s sont difficiles à<br />
trouver <strong>et</strong> leurs composantes polaires <strong>et</strong> dispersives ne peuvent pas être facilement<br />
déterminées.<br />
Les valeurs d’énergie <strong>de</strong> surface obtenues sont en accord avec celles trouvées dans la<br />
littérature pour <strong>de</strong>s polyéthylènes ou <strong>de</strong>s polypropylènes. La variation <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong><br />
surface <strong>de</strong>s polymères fon<strong>du</strong>s avec la température est donc peu importante, contrairement à<br />
la viscosité. En eff<strong>et</strong>, Tinson [77] a montré que la tension <strong>de</strong> surface n’est pas prépondérante<br />
lors <strong>de</strong> la coalescence mais que c’est la viscosité qui est le paramètre le plus influent.<br />
- 56 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
4.2. Etu<strong>de</strong> <strong>et</strong> <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la coalescence<br />
4.2.1. Partie expérimentale<br />
L’appareillage perm<strong>et</strong>tant <strong>de</strong> visualiser la coalescence <strong>de</strong> particules <strong>de</strong> polymère est illustré<br />
sur la Figure 37. Il se compose d’abord d’une zone <strong>de</strong> chauffe <strong>de</strong>s particules. Les particules<br />
<strong>de</strong> polymère sont prédisposées sur un disque <strong>de</strong> saphir. Ce disque repose sur un support<br />
dans lequel sont insérées <strong>de</strong>s cartouches chauffantes <strong>et</strong> un thermocouple, reliés à un<br />
régulateur. Ce support est lui-même contenu dans une boite métallique percée en haut <strong>et</strong> en<br />
bas <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux ouvertures circulaires. Ces ouvertures sont fermées par <strong>de</strong>ux disques <strong>de</strong> verre<br />
afin <strong>de</strong> laisser passer la lumière.<br />
L’ensemble <strong>de</strong> la boite est disposé sous une loupe binoculaire sur laquelle est montée une<br />
caméra scientifique d’acquisition ultra-rapi<strong>de</strong>. Il s’agit d’une caméra Panthera 1M30. Sa<br />
résolution est <strong>de</strong> 1024x1024 en 12 bits, soit 1/4096. Sa résolution en dynamique, c’est-à-dire en<br />
tenant compte <strong>du</strong> bruit, est <strong>de</strong> 1/3500. La taille d’un pixel est <strong>de</strong> 12 µm <strong>de</strong> coté, <strong>et</strong> la vitesse<br />
maximale d’acquisition est <strong>de</strong> 30 images par secon<strong>de</strong>s. Un capteur à transfert <strong>de</strong> trame<br />
perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> transm<strong>et</strong>tre une image qu’il possè<strong>de</strong> en mémoire en même temps qu’il en acquière<br />
une nouvelle.<br />
Enfin, l’acquisition numérique se fait grâce au logiciel Camera Interface Application <strong>de</strong> la<br />
société Dalsa. Une image est numérisée toutes les 3 secon<strong>de</strong>s. La coalescence étant un<br />
phénomène relativement peu rapi<strong>de</strong>, il n’est pas nécessaire d’enregistrer plus qu’une image<br />
toutes les 3 secon<strong>de</strong>s. Les images sont enregistrées dans <strong>de</strong>s fichiers qu’on peut assimiler à<br />
<strong>de</strong>s matrices <strong>de</strong> dimension 1000x1000. Chaque case <strong>de</strong> la matrice correspond à un pixel <strong>de</strong><br />
l’image. Un traitement <strong>de</strong> l’image grâce à Matlab perm<strong>et</strong> d’isoler le contour <strong>de</strong>s <strong>de</strong>ux<br />
particules, <strong>et</strong> ensuite <strong>de</strong> calculer la dimension <strong>de</strong> la jonction <strong>et</strong> les rayons moyens <strong>de</strong>s<br />
particules afin <strong>de</strong> pouvoir tracer l’évolution <strong>du</strong> rapport x/r en fonction <strong>du</strong> temps qui décrit<br />
l’évolution <strong>du</strong> rapport entre le rayon <strong>de</strong> jonction entre les particules <strong>et</strong> le rayon <strong>de</strong> ces<br />
particules. C’est l’évolution <strong>de</strong> ce rapport avec le temps qu’on appelle cinétique <strong>de</strong><br />
coalescence.<br />
- 57 -
Estelle Pérot<br />
Caméra<br />
scientifique<br />
Coffr<strong>et</strong> régulé<br />
en température<br />
Binoculaire<br />
Source <strong>de</strong><br />
lumière<br />
Régulateur <strong>de</strong><br />
température<br />
Disque <strong>de</strong> verre<br />
Disque <strong>de</strong> saphir<br />
Figure 37 : (a) Dispositif expérimental perm<strong>et</strong>tant la visualisation <strong>de</strong> la coalescence <strong>et</strong> l'acquisition <strong>de</strong>s<br />
images (b) Zoom sur la boîte régulée en température avec ses disques en saphir<br />
Afin <strong>de</strong> pouvoir traiter les images <strong>de</strong> la coalescence, nous avons dû réaliser un programme<br />
sous Matlab. La Figure 38 présente <strong>de</strong> manière synthétique le fonctionnement <strong>de</strong> celui-ci. Le<br />
premier travail a été <strong>de</strong> pouvoir extraire les contours <strong>de</strong>s obj<strong>et</strong>s présents sur l’image. Pour<br />
cela, il faut r<strong>et</strong>rancher à l’image à analyser une image <strong>de</strong> référence (image sans les<br />
particules). Ainsi, on r<strong>et</strong>ire le bruit <strong>de</strong> l’image. Afin d’extraire les contours, on applique<br />
ensuite à l’image un filtre extracteur <strong>de</strong> contours (type filtre Sobel). C<strong>et</strong> outil mathématique<br />
perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> ne gar<strong>de</strong>r que les contours <strong>de</strong>s obj<strong>et</strong>s. Une fois c<strong>et</strong>te opération réalisée, les<br />
coordonnées <strong>de</strong> chaque point <strong>de</strong>s contours sont mises en mémoire.<br />
- 58 -
Estelle Pérot<br />
points qui forment les extrémités <strong>de</strong> la jonction entre les particules (points C <strong>et</strong> D), ainsi que<br />
la distance entre ces points. Le programme calcule ensuite le rayon moyen <strong>de</strong> chaque<br />
particule. Pour cela, le programme détermine le point milieu <strong>du</strong> segment [AE] (puis [BE]<br />
pour l’autre particule). Ensuite, il calcule la distance entre chaque point <strong>du</strong> contour qui<br />
correspond à la particule supérieure <strong>et</strong> le milieu <strong>de</strong> [AE]. On obtient un rayon moyen pour la<br />
première particule. L’opération est répétée pour la secon<strong>de</strong> particule, puis la moyenne <strong>de</strong>s<br />
<strong>de</strong>ux rayons est faite.<br />
C<strong>et</strong>te procé<strong>du</strong>re se répète pour chaque image à analyser. Le programme trace à la fin<br />
l’évolution <strong>du</strong> rapport x/r en fonction <strong>du</strong> temps <strong>et</strong> enregistre les données au format ASCII.<br />
Distances<br />
minimales au<br />
point considéré<br />
A<br />
D<br />
E<br />
C<br />
Points les plus<br />
éloignés <strong>du</strong><br />
contour<br />
Points<br />
extrêmes <strong>de</strong> la<br />
jonction<br />
B<br />
Figure 39 : Considérations géométriques utilisées pour trouver la position <strong>de</strong> la jonction entre <strong>de</strong>ux<br />
particules collées<br />
En plus <strong>de</strong> calculer le rapport x/r, le programme détermine le rayon moyen à l’instant t=0 <strong>de</strong>s<br />
<strong>de</strong>ux particules à partir <strong>du</strong> grossissement <strong>de</strong> la binoculaire <strong>et</strong> <strong>de</strong> la caméra, <strong>et</strong> grâce à un<br />
étalonnage préalable grâce à une sphère <strong>de</strong> polystyrène dont le diamètre a été déterminé à<br />
0,01µm près au MEB. C<strong>et</strong>te mesure sert ensuite à faire tourner le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur.<br />
C<strong>et</strong>te procé<strong>du</strong>re se répète pour chaque image à analyser. Le programme trace à la fin<br />
l’évolution <strong>du</strong> rapport x/r en fonction <strong>du</strong> temps. On peut ensuite comparer les données<br />
expérimentales avec <strong>de</strong>s modèles <strong>de</strong> coalescence.<br />
La limitation principale <strong>du</strong> programme est qu’il faut avoir un contraste assez fort aux<br />
frontières <strong>de</strong>s particules entre le support <strong>et</strong> les particules, sans quoi après traitement <strong>de</strong><br />
l’image par le programme, la frontière sera invisible. On peut régler la valeur <strong>du</strong> seuillage au<br />
début <strong>du</strong> programme, mais au cours <strong>de</strong> l’expérience, les particules ont tendance à s’étaler ; le<br />
- 60 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
contraste entre le support <strong>et</strong> le bord <strong>de</strong>s particules diminue jusqu’à ce que la frontière<br />
<strong>de</strong>vienne invisible une fois l’image traitée. On ne peut donc traiter les images que jusqu’à un<br />
certain point.<br />
4.2.2. Résultats <strong>de</strong> la coalescence<br />
4.2.2.1.Coalescence sous conditions anisothermes<br />
Diverses expériences <strong>de</strong> coalescence, dans différentes conditions géométriques <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
température, ont été réalisées. L’idée est <strong>de</strong> pouvoir comparer nos données expérimentales<br />
avec le modèle développé par Bellehumeur [46]. Ce modèle décrit l’évolution <strong>de</strong> la vitesse<br />
d’ouverture <strong>de</strong> l’angle <strong>de</strong> sintering définit par l’Équation 19 :<br />
x<br />
θ Équation 19<br />
r<br />
sin( ) =<br />
Les paramètres intro<strong>du</strong>its dans ce modèle sont la tension <strong>de</strong> surface, la viscosité <strong>et</strong> le temps<br />
<strong>de</strong> relaxation <strong>du</strong> matériau. Le modèle s’écrit alors (Équation 20) :<br />
2<br />
2<br />
⎛ η a K ⎞<br />
0 1<br />
8(α λ K1 θ' ) +<br />
⎜2α λ K1<br />
+ θ' −1<br />
= 0<br />
γ K<br />
⎟<br />
Équation 20<br />
⎝<br />
2 ⎠<br />
avec<br />
K 1<br />
K<br />
2<br />
=<br />
=<br />
sin ( θ)<br />
( 1+<br />
cos ( θ) )( 2 − cos ( θ) )<br />
2<br />
-5<br />
3<br />
cos ( θ) sin ( θ)<br />
5<br />
( 1+<br />
cos ( θ) ) 4 3 ( 2 − cos ( θ) ) 3<br />
Pour calculer numériquement les solutions <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te équation, il faut d’abord résoudre un<br />
polynôme <strong>du</strong> second <strong>de</strong>gré en θ’. Si on pose le premier terme <strong>de</strong> l’équation égal à ε <strong>et</strong> le<br />
second terme égal à ω, on obtient l’expression <strong>de</strong> θ’ en fonction <strong>de</strong> λ, η, γ <strong>et</strong> θ (Équation 21).<br />
Puis, grâce à Matlab ® qui perm<strong>et</strong> d’intégrer numériquement ce type d’équations, les<br />
solutions sont calculées <strong>et</strong> exportées au format ASCII.<br />
− ω + ω<br />
2 + 4ε<br />
θ' =<br />
Équation 21<br />
2ε<br />
Les toutes premières expériences <strong>de</strong> coalescence ont été réalisées avec <strong>de</strong>s rampes <strong>de</strong><br />
température à 10°C/min en déposant directement sur le saphir les <strong>de</strong>ux particules <strong>de</strong><br />
polymère, <strong>et</strong> ce afin <strong>de</strong> coller le plus possible à ce qui se passe lors d’un cycle <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>. Il est vite apparu que la vitesse <strong>de</strong> coalescence que l’on mesurait était bien<br />
inférieure à celle prédite par le modèle, quelque soit le matériau utilisé. La Figure 40 montre<br />
un exemple <strong>de</strong> résultat obtenu pour le copolymère C2 avec <strong>de</strong>s tailles moyennes <strong>de</strong><br />
particules <strong>de</strong> 500µm. Deux raisons peuvent a priori expliquer c<strong>et</strong> écart entre les expériences <strong>et</strong><br />
le modèle :<br />
- 61 -
Estelle Pérot<br />
- le modèle semble n’être applicable que dans le cas d’isothermes ; en eff<strong>et</strong>, le<br />
modèle n’intro<strong>du</strong>it jamais la variation <strong>de</strong> la viscosité, <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation ou <strong>de</strong><br />
la tension <strong>de</strong> surface avec le temps (donc la température dans le cas d’une rampe),<br />
- le chauffage <strong>de</strong>s particules n’est pas uniforme ; en eff<strong>et</strong> les particules disposées<br />
sur le saphir vont d’abord fondre à leur base, puis progressivement vers leur<br />
somm<strong>et</strong>. La fusion <strong>et</strong> la viscosité ne seront donc pas uniformes, ce qui entraîne un<br />
ralentissement <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> coalescence.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
0,4<br />
Modèle<br />
Expérience BF500<br />
0,2<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350<br />
Figure 40 : Comparaison <strong>de</strong> l'expérience <strong>et</strong> <strong>de</strong> la simulation <strong>de</strong> l'évolution <strong>du</strong> rapport x/r pour le C2b,<br />
rampe <strong>de</strong> température à 10°C/min, particules posées sur le saphir<br />
La première chose qui a été faite est d’essayer <strong>de</strong> corriger le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur en<br />
intro<strong>du</strong>isant la variation <strong>de</strong> la viscosité, <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation<br />
avec le temps, donc avec la température (Équation 22).<br />
2<br />
2<br />
⎛<br />
η(t) a K ⎞<br />
0 1<br />
8(α λ(t) K1 θ' ) +<br />
⎜2α λ(t) K1<br />
+<br />
θ' −1<br />
= 0<br />
γ(t) K<br />
⎟<br />
Équation 22<br />
⎝<br />
2 ⎠<br />
avec<br />
K 1<br />
K<br />
2<br />
=<br />
=<br />
sin ( θ)<br />
( 1+<br />
cos ( θ) )( 2 − cos ( θ) )<br />
2<br />
-5<br />
3<br />
cos ( θ) sin ( θ)<br />
5<br />
( 1+<br />
cos ( θ) ) 4 3 ( 2 − cos ( θ) ) 3<br />
La résolution <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te équation est quasi i<strong>de</strong>ntique à celle <strong>de</strong> l’Équation 20. On résout dans<br />
un premier temps un polynôme <strong>du</strong> second <strong>de</strong>grés en θ’. Pour la résolution numérique,<br />
Matlab ® n’est pas capable <strong>de</strong> gérer la variation <strong>de</strong> paramètres au cours <strong>du</strong> temps pour<br />
l’intégration numérique. Il a donc été nécessaire <strong>de</strong> réaliser un p<strong>et</strong>it programme perm<strong>et</strong>tant<br />
l’intégration numérique par la métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> Runge Kutta à l’ordre 4. Les paramètres régissant<br />
- 62 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
les lois <strong>de</strong> variation <strong>de</strong> la viscosité, <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation avec la<br />
température doivent alors être connus.<br />
Les résultats montrent qu’avec le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur modifié, la vitesse <strong>de</strong> coalescence<br />
est plus faible comme on le voit sur la Figure 41. Cependant, l’écart entre le modèle <strong>et</strong><br />
l’expérience est encore conséquent. Il semble donc que le gradient <strong>de</strong> température dans la<br />
particule lorsque celle-ci est posée sur le saphir joue un rôle non négligeable dans les<br />
expériences <strong>de</strong> coalescence. Afin d’éviter ce gradient, il semble raisonnable <strong>de</strong> préchauffer<br />
l’ensemble <strong>du</strong> système. Or, ce préchauffage est évi<strong>de</strong>mment incompatible avec <strong>de</strong>s<br />
expériences en rampe <strong>de</strong> température. C’est pourquoi le reste <strong>de</strong>s expériences <strong>de</strong> coalescence<br />
ont été réalisées en conditions isothermes.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
0,6<br />
0,4<br />
Expérience<br />
Bellehumeur_rampe<br />
0,2<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300<br />
Figure 41 : Comparaison <strong>de</strong> l'expérience <strong>et</strong> <strong>de</strong> la simulation avec le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur modifié <strong>de</strong><br />
l'évolution <strong>du</strong> rapport x/r pour le C2b, rampe <strong>de</strong> température à 10°C/min, particules posées sur le<br />
saphir<br />
4.2.2.2. Coalescence sous conditions isothermes<br />
Comme nous l’avons dit précé<strong>de</strong>mment, la meilleure compréhension <strong>de</strong>s causes expliquant<br />
l’écart entre les données expérimentales <strong>et</strong> le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur pour les mesures <strong>de</strong><br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence nous a amené à réaliser <strong>de</strong>s expériences en isotherme. De plus, afin <strong>de</strong><br />
garantir un meilleur chauffage uniforme <strong>de</strong>s particules, différentes configurations ont été<br />
adoptées. La liste <strong>de</strong>s schémas explicatifs <strong>de</strong> ces configurations est rapportée en Figure 42.<br />
- 63 -
Estelle Pérot<br />
- Configuration 1 : Particules sur saphir :<br />
Saphir<br />
- Configuration 2 : Particules entre saphir <strong>et</strong> lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Saphir<br />
- Configuration 3 : Particules sur lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Plots en aluminium<br />
Saphir<br />
- Configuration 4 : Particules entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre<br />
Lamelles <strong>de</strong> verre<br />
Plots en aluminium<br />
Saphir<br />
- Configuration 5 : Particules entre lamelle <strong>de</strong> verre sur le saphir <strong>et</strong><br />
une autre lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Lamelles <strong>de</strong> verre<br />
Saphir<br />
- Configuration 6 : Particules entre lamelle <strong>de</strong> verre sur le saphir <strong>et</strong><br />
un saphir (sans contact <strong>du</strong> saphir supérieur)<br />
Lamelle <strong>de</strong> verre<br />
Saphir<br />
Figure 42 : Différentes configurations géométriques utilisées pour l'étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence<br />
- 64 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Il serait illusoire <strong>de</strong> vouloir comparer une à une toutes les expériences menées, d’une part <strong>du</strong><br />
fait <strong>du</strong> nombre <strong>de</strong> paramètres contrôlés (température, configuration géométrique, matériau,<br />
granulométrie), <strong>et</strong> <strong>de</strong> plus il est apparu un paramètre difficilement contrôlable ; il s’agit <strong>de</strong> la<br />
distance entre les <strong>de</strong>ux particules au moment où celles-ci commencent à fondre. En eff<strong>et</strong>, il<br />
faut pouvoir les placer ni trop près, auquel cas elles vont se toucher dès le début <strong>et</strong> la mesure<br />
<strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> coalescence sera très difficile, voire impossible, <strong>et</strong> ni trop loin, car alors il y a<br />
un grand risque pour qu’elles ne coalescent jamais. De plus, même si on arrive à positionner<br />
les particules <strong>de</strong> telle façon qu’elles soient à une distance raisonnable (
Estelle Pérot<br />
1,2<br />
BF300-195°C<br />
Bellehumeur 195°C<br />
BF300-240°C<br />
Bellehumeur 240°C<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
195°C :<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
240°C :<br />
η0 = 675 Pa.s<br />
0,4<br />
0,2<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 353.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
γ = 0,0183 N/m<br />
λ = 0,16 s<br />
a0 = 371.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200<br />
Temps (s)<br />
Figure 43 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètre moyen 300µm à 195°C <strong>et</strong> 240°C sur <strong>du</strong> saphir (configuration 1)<br />
Il est intéressant <strong>de</strong> noter ici que les diamètres <strong>de</strong> particules mesurés sont n<strong>et</strong>tement<br />
supérieurs à ceux atten<strong>du</strong>s (700µm mesuré environ contre 400-500µm atten<strong>du</strong> au maximum).<br />
Ceci s’explique par le fait que les particules ont commencé avant <strong>de</strong> coalescer à s’étaler. De<br />
plus, en se m<strong>et</strong>tant sous forme <strong>de</strong> <strong>de</strong>mie sphère, elles vont avoir tendance à augmenter leur<br />
diamètre. Les premiers résultats nous ont amenés à vérifier l’étalonnage <strong>de</strong> l’ensemble<br />
binoculaire-caméra. Il s’est avéré que l’étalonnage était correct, <strong>et</strong> donc que la mesure <strong>du</strong><br />
rayon <strong>de</strong>s particules était réaliste.<br />
En regardant les prédictions <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Bellehumeur sur ces <strong>de</strong>ux expériences, nous<br />
constatons que la vitesse <strong>de</strong> coalescence est plus rapi<strong>de</strong> à 240°C qu’à 195°C. Cependant,<br />
l’écart entre les <strong>de</strong>ux vitesses est bien moindre que celui observé expérimentalement.<br />
L’explication est qu’à 195°C, les particules vont m<strong>et</strong>tre plus <strong>de</strong> temps à fondre, notamment si<br />
on se rappelle qu’il existe un gradient <strong>de</strong> température, donc <strong>de</strong> viscosité, entre la base <strong>et</strong> le<br />
somm<strong>et</strong> <strong>de</strong>s particules, tandis qu’à 230°C, la vitesse <strong>de</strong> fonte <strong>de</strong>s particules sera plus rapi<strong>de</strong><br />
<strong>et</strong> la viscosité s’homogénéisera plus vite. L’eff<strong>et</strong> <strong>du</strong> gradient sera donc moins sensible, <strong>et</strong> la<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence sera donc beaucoup plus rapi<strong>de</strong>.<br />
Nous remarquons également qu’il y a une très n<strong>et</strong>te différence <strong>de</strong> vitesse <strong>de</strong> coalescence<br />
entre l’expérience <strong>et</strong> le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Ceci s’explique par le fait que les conditions<br />
<strong>de</strong> l’expérience ne correspon<strong>de</strong>nt pas à celles atten<strong>du</strong>s par le modèle ; on pense notamment<br />
encore une fois au gradient <strong>de</strong> température, à la distance initiale entre les <strong>de</strong>ux particules,<br />
mais également à la forme initiale <strong>de</strong>s particules. Le modèle part <strong>de</strong> l’hypothèse que les<br />
particules se présentent sous la forme <strong>de</strong> cylindres parfaits. Dans notre cas, on a utilisé <strong>de</strong>s<br />
particules <strong>de</strong> polymère « bruts », donc <strong>de</strong> formes très diverses. Lors <strong>de</strong> leur fonte, il va se<br />
- 66 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
passer quelques secon<strong>de</strong>s pour que ces particules se m<strong>et</strong>tent sous forme <strong>de</strong> <strong>de</strong>mies sphères.<br />
Ces explications seront i<strong>de</strong>ntiques par la suite pour comprendre les différences observées<br />
entre l’expérience <strong>et</strong> le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur.<br />
Les mêmes phénomènes sont observés sur le C2a pour les microgranulés <strong>du</strong> même<br />
copolymère. La Figure 44 montre la différence <strong>de</strong> vitesse <strong>de</strong> coalescence entre <strong>de</strong>ux<br />
microgranulés <strong>de</strong> C2 à 195°C <strong>et</strong> 240°C directement posés sur le saphir (configuration 1).<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
BFmg-195°C<br />
Bellehumeur 195°C<br />
BFmg-240°C<br />
Bellehumeur 240°C<br />
x/r<br />
0,6<br />
195°C :<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
240°C :<br />
η0 = 675 Pa.s<br />
0,4<br />
0,2<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 678.10^-6 m<br />
γ = 0,0183 N/m<br />
λ = 0,16 s<br />
a0 = 835.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200<br />
Temps (s)<br />
Figure 44 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 microgranulés à 195°C <strong>et</strong> 240°C sur <strong>du</strong> saphir (configuration 1)<br />
La vitesse <strong>de</strong> coalescence est beaucoup plus rapi<strong>de</strong> à 240°C qu’à 195°C. C<strong>et</strong>te différence <strong>de</strong><br />
vitesse est moins gran<strong>de</strong> entre 195°C <strong>et</strong> 240°C d’après le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Nous<br />
notons également qu’à 195°C, la vitesse <strong>de</strong> coalescence mesurée est très inférieure à celle<br />
calculée par le modèle. Cependant, à 240°C, le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur sous-estime un peu la<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence. Si dans les premiers instants <strong>de</strong> la coalescence, le modèle colle bien<br />
avec l’expérience, par la suite il y a une p<strong>et</strong>ite déviation <strong>du</strong> modèle. Par exemple, x/r = 0,8 est<br />
atteint au bout <strong>de</strong> 20s d’après les mesures, contre 32s d’après le modèle. Ceci peut<br />
s’expliquer par le fait que les contraintes internes <strong>de</strong>s microgranulés vont se libérer<br />
rapi<strong>de</strong>ment à 240°C, ce qui va provoquer un rapi<strong>de</strong> accroissement <strong>de</strong> leur diamètre, <strong>et</strong> donc<br />
une vitesse <strong>de</strong> coalescence rapi<strong>de</strong>.<br />
Enfin, la Figure 45 présente les résultats pour <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong> copolymère C2b disposées<br />
sur une lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3) pour 195°C <strong>et</strong> 230°C.<br />
- 67 -
Estelle Pérot<br />
1,2<br />
1<br />
BF500-195°C<br />
Bellehumeur 195°C<br />
BF500-230°C<br />
Bellehumeur 230°C<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
195°C:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
230°C:<br />
η0 = 778 Pa.s<br />
0,4<br />
0,2<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 489.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
γ = 0,0191 N/m<br />
λ = 0,20 s<br />
a0 = 535.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
temps (s)<br />
Figure 45 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux<br />
particules <strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètre moyen 500µm à 195°C <strong>et</strong> 230°C sur une lamelle <strong>de</strong><br />
verre (configuration 3)<br />
Comme pour les <strong>de</strong>ux exemples précé<strong>de</strong>nts, la vitesse <strong>de</strong> coalescence est plus rapi<strong>de</strong> pour<br />
230°C que pour 195°C, à la fois d’après les mesures <strong>et</strong> d’après le modèle. L’écart entre les<br />
points expérimentaux <strong>et</strong> le modèle est plus faible à 230°C qu’à 195°C, comme déjà vu<br />
précé<strong>de</strong>mment.<br />
Globalement, sur l’influence <strong>de</strong> la température sur la vitesse <strong>de</strong> coalescence, il semble assez<br />
clair qu’une température élevée favorise la coalescence. Ceci s’explique par la diminution <strong>de</strong><br />
la viscosité <strong>de</strong>s matériaux avec l’augmentation <strong>de</strong> la température.<br />
L’écart entre les points expérimentaux <strong>et</strong> le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur s’explique par le fait que<br />
les particules ne sont pas sphériques ou cylindriques au départ, qu’il existe un gradient <strong>de</strong><br />
température entre la base <strong>et</strong> le somm<strong>et</strong> <strong>de</strong>s particules, <strong>et</strong> que la distance initiale entre les<br />
<strong>de</strong>ux particules fon<strong>du</strong>es peut être plus ou moins importante. Pour se trouver dans les<br />
conditions <strong>du</strong> modèle il faudrait avoir <strong>de</strong>s particules cylindriques à l’état soli<strong>de</strong>, un<br />
chauffage uniforme <strong>de</strong> ces particules <strong>et</strong> un contact tangentiel entre elles à l’instant t=0.<br />
4.2.2.2.2. Influence <strong>de</strong> la taille <strong>de</strong>s particules<br />
Toutes les étu<strong>de</strong>s menées <strong>et</strong> tous les modèles développés jusqu’à présent montrent que la<br />
taille <strong>de</strong>s particules est un paramètre plus ou moins influent sur la vitesse <strong>de</strong> coalescence,<br />
mais qui semble dépendre <strong>du</strong> matériau étudié [16]. Nous allons voir ici comment ce<br />
paramètre modifie la vitesse <strong>de</strong> coalescence pour nos matériaux.<br />
La Figure 46 montre la vitesse <strong>de</strong> coalescence à 195°C sur une lamelle <strong>de</strong> verre (configuration<br />
3) <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules <strong>de</strong> polymère <strong>de</strong> diamètre moyen 800µm, 500µm <strong>et</strong> 300µm.<br />
- 68 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
1,2<br />
1<br />
BF800<br />
Bellehumeur-800<br />
BF500<br />
Bellehumeur-500<br />
BF300<br />
Bellehumeur-300<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
BF800:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
BF500:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
BF300:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
0,4<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
λ = 0,43 s<br />
λ = 0,43 s<br />
0,2<br />
a0 = 764.10^-6 m<br />
a0 = 489.10^-6 m<br />
a0 = 387.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
temps (s)<br />
Figure 46 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 800µm, 500µm 300µm à 195°C sur une lamelle <strong>de</strong> verre<br />
(configuration 3)<br />
Nous constatons que la vitesse <strong>de</strong> coalescence pour les particules <strong>de</strong> 800µm est inférieure à<br />
celle <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong> 300 <strong>et</strong> 500µm. Le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur prédit la même tendance.<br />
La vitesse <strong>de</strong> coalescence pour le C2a <strong>et</strong> C2b est quasiment i<strong>de</strong>ntique. Le modèle <strong>de</strong><br />
Bellehumeur prévoit cependant que le C2a coalesce plus rapi<strong>de</strong>ment que le C2b. C<strong>et</strong>te<br />
similitu<strong>de</strong> <strong>de</strong> vitesse peut être attribuée une nouvelle fois au gradient <strong>de</strong> température,<br />
notamment dans les premiers instants. On remarque pour le C2a que la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence lors <strong>de</strong>s 30 premières secon<strong>de</strong>s est irrégulière <strong>et</strong> ralentit entre 10 <strong>et</strong> 20 secon<strong>de</strong>s.<br />
L’écart entre le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur <strong>et</strong> les points expérimentaux est encore assez<br />
conséquent. Comme expliqué précé<strong>de</strong>mment, ceci est surtout dû au gradient <strong>de</strong> température<br />
<strong>et</strong> à la distance initiale entre les particules.<br />
La Figure 47 montre la vitesse <strong>de</strong> coalescence entre <strong>de</strong>ux particules à 230°C sur <strong>du</strong> verre<br />
(configuration 3) pour le C2a <strong>et</strong> le C2b.<br />
- 69 -
Estelle Pérot<br />
1,2<br />
1<br />
BF300<br />
Bellehumeur-300<br />
BF500<br />
Bellehumeur-BF500<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
BF300:<br />
η0 = 778 Pa.s<br />
BF500:<br />
η0 = 778 Pa.s<br />
0,4<br />
0,2<br />
γ = 0,0191 N/m<br />
λ = 0,20 s<br />
a0 = 400.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
γ = 0,0191 N/m<br />
λ = 0,20 s<br />
a0 = 535.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 20 40 60 80 100 120 140<br />
Temps (s)<br />
Figure 47 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 500µm <strong>et</strong> 300µm à 230°C sur une lamelle <strong>de</strong> verre<br />
(configuration 3)<br />
Nous constatons c<strong>et</strong>te fois-ci une différence <strong>de</strong> vitesse. Les p<strong>et</strong>ites particules coalescent plus<br />
rapi<strong>de</strong>ment que les grosses. A 230°C, le gradient <strong>de</strong> température sera moins sensible dans les<br />
p<strong>et</strong>ites particules, ce qui explique pourquoi on observe bien une différence <strong>de</strong> vitesse entre<br />
C2a <strong>et</strong> C2b que l’on n’observait pas à 195°C. Le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur prévoit également<br />
c<strong>et</strong>te différence <strong>de</strong> vitesse. Comme auparavant <strong>et</strong> pour les mêmes raisons, il y a un écart<br />
assez grand entre les données expérimentales <strong>et</strong> le modèle.<br />
En conclusion, on peut dire que plus les particules sont p<strong>et</strong>ites, plus la vitesse <strong>de</strong> coalescence<br />
est importante. Ceci confirme les résultats <strong>de</strong>s travaux précé<strong>de</strong>mment réalisés [46] [94] sur le<br />
suj<strong>et</strong>.<br />
4.2.2.2.3. Influence <strong>de</strong> la géométrie <strong>du</strong> système<br />
Nous allons voir dans c<strong>et</strong>te partie l’influence <strong>de</strong> la géométrie utilisée (voir Figure 42) sur la<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence.<br />
La Figure 48 présente, pour le copolymère C2b, les résultats pour 3 configurations<br />
différentes : les particules posées sur le saphir (configuration 1), les particules posées sur une<br />
lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3) <strong>et</strong> les particules disposées entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre<br />
(configuration 4).<br />
- 70 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
0,4<br />
0,2<br />
BF500-saphir<br />
Bellehumeur-saphir<br />
BF500-verre<br />
Bellehumeur-verre<br />
Expérience-verre+verre<br />
Bellehumeur-verre+verre<br />
Sur saphir:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 589.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Sur verre:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 489.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Entre <strong>de</strong>ux<br />
lamelles:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 580.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600<br />
Temps (s)<br />
Figure 48 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 500µm à 195°C sur <strong>du</strong> saphir (configuration 1), sur une<br />
lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3) <strong>et</strong> entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4)<br />
Dans tous les cas, l’écart par rapport au modèle est important. Les explications <strong>du</strong> pourquoi<br />
<strong>de</strong> ce phénomène ont déjà été données précé<strong>de</strong>mment.<br />
La comparaison <strong>de</strong>s points expérimentaux entre eux nous montre que la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence la plus rapi<strong>de</strong> est obtenue pour <strong>de</strong>s particules disposées sur une lamelle <strong>de</strong> verre<br />
(configuration 3). Outre le fait que la taille <strong>de</strong>s particules est plus p<strong>et</strong>ite pour c<strong>et</strong>te<br />
expérience, on peut attribuer ceci au fait que dans c<strong>et</strong>te géométrie, le chauffage <strong>de</strong>s particules<br />
est plus uniforme. En eff<strong>et</strong>, la base <strong>et</strong> le somm<strong>et</strong> <strong>de</strong>s particules vont fondre à peu près au<br />
même moment car le chauffage se fait par l’intermédiaire <strong>de</strong> l’air ambiant, contrairement au<br />
cas où les particules sont posées directement sur le saphir (configuration 1).<br />
Le même résultat pourrait être atten<strong>du</strong> dans la configuration 4 (particules entre <strong>de</strong>ux<br />
lamelles <strong>de</strong> verre). C<strong>et</strong>te configuration a été testée afin <strong>de</strong> vérifier ce que Bellehumeur <strong>et</strong><br />
Kontopoulou [16] ont observé, à savoir que la présence d’une lame <strong>de</strong> verre posée sur les<br />
particules ne modifie pas la vitesse <strong>de</strong> coalescence. Nous observons au contraire que la<br />
vitesse <strong>de</strong> coalescence dans ce cas-ci est moins rapi<strong>de</strong>, pour les temps élevés, que dans la<br />
configuration 1 (particules sur le saphir). Nous pouvons supposer que ce ralentissement <strong>de</strong><br />
la vitesse provient <strong>du</strong> fait que la lamelle <strong>de</strong> verre supérieure ne se m<strong>et</strong> pas en température<br />
aussi vite que la lamelle inférieure. En eff<strong>et</strong>, la lamelle inférieure va chauffer plus rapi<strong>de</strong>ment<br />
<strong>du</strong> fait <strong>de</strong> sa proximité <strong>de</strong> la platine chauffante <strong>et</strong> <strong>de</strong> ses contacts avec les plots en<br />
aluminium. On aura donc encore un gradient <strong>de</strong> température au sein <strong>de</strong> la particule. De plus<br />
- 71 -
Estelle Pérot<br />
une lamelle supérieure « froi<strong>de</strong> » va gêner l’écoulement <strong>de</strong>s particules, <strong>et</strong> donc ralentir leur<br />
coalescence.<br />
La Figure 49 présente les résultats <strong>de</strong> la mesure <strong>de</strong> vitesse <strong>de</strong> coalescence, avec le C2b, dans 4<br />
configurations à 195°C :<br />
1) sur une lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3), avec préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble.<br />
2) entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4), avec préchauffage <strong>de</strong><br />
l’ensemble.<br />
3) entre une lamelle <strong>de</strong> verre directement posée sur le saphir <strong>et</strong> un second saphir<br />
disposé au <strong>de</strong>ssus, mais sans contact entre les particules <strong>et</strong> le second saphir<br />
(configuration 6), avec préchauffage <strong>du</strong> système sauf <strong>de</strong> la lamelle <strong>de</strong> verre.<br />
4) entre une lamelle <strong>de</strong> verre directement posée sur le saphir <strong>et</strong> une secon<strong>de</strong><br />
lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 5), avec préchauffage <strong>du</strong> système sauf <strong>de</strong>s lamelles<br />
<strong>de</strong> verre.<br />
Toutes ces expériences ont donc été réalisées avec le préchauffage <strong>du</strong> système. L’obj<strong>et</strong><br />
cependant ici n’est pas <strong>de</strong> discuter <strong>de</strong> l’influence <strong>du</strong> préchauffage sur la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence. Ceci fera l’obj<strong>et</strong> <strong>de</strong> la partie suivante. Nous nous attacherons ici juste à<br />
comprendre en quoi la géométrie <strong>du</strong> système influe sur la coalescence.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
BF500-verre avec préchauffage<br />
Bellehumeur-verre avec préchauffage<br />
x/r<br />
0,6<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
BF500-verre+verre avec préchauffage<br />
0,4<br />
0,2<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
a0 = 489.10^-6 m à<br />
765.10^-6 m<br />
Bellehumeur-verre+verre avec préchauffage<br />
BF500-verre sur saphir+saphir avec préchauffage<br />
Bellehumeur-verre sur saphir + saphir avec<br />
préchauffage<br />
BF500-verre sur saphir+verre avec préchauffage<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Bellehumeur-verre sur saphir+verre avec préchauffage<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
Temps (s)<br />
Figure 49 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 500µm à 195°C : 1) sur une lamelle <strong>de</strong> verre avec préchauffage<br />
(configuration 3), 2) entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre avec préchauffage (configuration 4), 3) entre une<br />
lamelle <strong>de</strong> verre posée sur le saphir <strong>et</strong> un saphir avec préchauffage sauf <strong>de</strong> la lamelle <strong>de</strong> verre<br />
(configuration 6) <strong>et</strong> 4) entre une lamelle <strong>de</strong> verre posée sur le saphir <strong>et</strong> une lamelle <strong>de</strong> verre avec<br />
préchauffage sauf <strong>de</strong>s lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 5)<br />
Comparons d’abord les expériences 1) <strong>et</strong> 2). La vitesse <strong>de</strong> coalescence expérimentale est assez<br />
éloignée <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Bellehumeur pour l’expérience 1, tandis que pour l’expérience 2, les<br />
- 72 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
points expérimentaux sont assez proches <strong>du</strong> modèle dans les premiers instants, suite à quoi<br />
il y a une déviation. La vitesse <strong>de</strong> coalescence est beaucoup plus rapi<strong>de</strong> dans la configuration<br />
géométrique 4 que dans la configuration 3. Ceci s’explique par le fait que la lamelle <strong>de</strong> verre<br />
reposant sur les <strong>de</strong>ux particules les chauffe, <strong>et</strong> donc que le gradient <strong>de</strong> température au sein<br />
<strong>de</strong> ces particules est moins important.<br />
A propos <strong>de</strong> la comparaison <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> coalescence, il faut noter que ce n’est pas parce<br />
qu’une courbe se trouve au <strong>de</strong>ssus d’une autre que la vitesse <strong>de</strong> coalescence est plus rapi<strong>de</strong>.<br />
Il faut en eff<strong>et</strong> tenir compte <strong>du</strong> rapport x/r initial. Par exemple, pour l’expérience 3 ce rapport<br />
vaut 0,2 environ à t=0, alors qu’il vaut 0,1 pour l’expérience 1. En ramenant les <strong>de</strong>ux courbes<br />
au même rapport x/r à t=0, comme le montre la Figure 50, nous constatons que dans les<br />
premiers instants la vitesse <strong>de</strong> coalescence est sensiblement i<strong>de</strong>ntique, mais que ce n’est que<br />
plus tard que l’écart entre les vitesses augmente.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
BF500-verre avec préchauffage<br />
BF500-verre sur saphir+saphir avec préchauffage<br />
x/r<br />
0,6<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
0,4<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
0,2<br />
Translation <strong>de</strong> la courbe<br />
a0 = 547.10^-6 m <strong>et</strong><br />
611.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
Temps (s)<br />
Figure 50 : Comparaison <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> coalescence entre <strong>de</strong>ux expériences en ramenant les rapports<br />
x/r initiaux à la même valeur par une translation sur l’échelle <strong>de</strong>s temps<br />
La comparaison <strong>de</strong>s expériences 3) <strong>et</strong> 4) sur la Figure 49 nous montre que la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence dans la configuration 5 est plus rapi<strong>de</strong> que dans la configuration 6. De plus<br />
l’écart entre le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur <strong>et</strong> les points expérimentaux pour l’expérience 4) est<br />
relativement faible. Ceci s’explique <strong>de</strong> la même façon que pour l’expérience 2), à savoir que<br />
la lamelle reposant sur les <strong>de</strong>ux particules chauffe ces particules, <strong>et</strong> diminue donc le gradient<br />
<strong>de</strong> température. La lamelle supérieure n’a pas été préchauffée, mais <strong>du</strong> fait qu’elle se trouve<br />
à proximité <strong>de</strong> la platine chauffante, celle-ci monte très rapi<strong>de</strong>ment en température <strong>et</strong> a le<br />
même eff<strong>et</strong> que si elle avait été préchauffée. Le fait <strong>de</strong> disposer un second saphir au <strong>de</strong>ssus<br />
<strong>de</strong>s particules, sans contact avec elles, n’est pas suffisant pour les chauffer.<br />
- 73 -
Estelle Pérot<br />
Toutes ces constatations nous amènent à formuler les remarques suivantes :<br />
- Le fait <strong>de</strong> disposer sur les particules une lamelle <strong>de</strong> verre chau<strong>de</strong> perm<strong>et</strong><br />
d’augmenter la vitesse <strong>de</strong> coalescence. En anticipant un peu la partie suivante, on<br />
voit que ce n’est pas le poids <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te lamelle qui augmente la vitesse mais bien le<br />
fait qu’elle soit chau<strong>de</strong>, car dans le cas où la lamelle n’est pas préchauffée, la vitesse<br />
<strong>de</strong> coalescence est plus lente.<br />
- Il faut qu’il y ait contact entre la lamelle <strong>de</strong> verre supérieure <strong>et</strong> les particules<br />
pour que l’eff<strong>et</strong> soit maximal. Dans le cas <strong>du</strong> saphir disposé au <strong>de</strong>ssus <strong>de</strong>s<br />
particules mais sans contact avec elles, il y a une légère augmentation <strong>de</strong> la vitesse,<br />
mais limitée.<br />
- Enfin le fait <strong>de</strong> disposer la lamelle <strong>de</strong> verre inférieure sur <strong>de</strong>ux plots en<br />
aluminium (dans le cas où une secon<strong>de</strong> lamelle <strong>de</strong> verre préchauffée repose sur les<br />
particules) ou directement sur le saphir <strong>de</strong> la platine chauffante n’a pas d’influence<br />
flagrante sur la vitesse <strong>de</strong> coalescence.<br />
4.2.2.2.4. Influence <strong>du</strong> préchauffage<br />
Nous allons voir dans c<strong>et</strong>te partie quelle est l’influence <strong>du</strong> préchauffage sur la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence. Nous avons déjà vu dans la partie précé<strong>de</strong>nte, le préchauffage d’une lamelle <strong>de</strong><br />
verre posée sur les particules perm<strong>et</strong> d’augmenter la vitesse <strong>de</strong> coalescence.<br />
La Figure 51 montre les résultats obtenus pour le copolymère C2b à 195°C entre <strong>de</strong>ux<br />
lamelles <strong>de</strong> verre, avec ou sans préchauffage.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
Sans préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
Avec préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
0,4<br />
BF500-verre+verre sans préchauffage<br />
Bellehumeur-verre+verre sans préchauffage<br />
BF500-verre+verre avec préchauffage<br />
Bellehumeur-verre+verre avec préchauffage<br />
λ = 0,43 s<br />
λ = 0,43 s<br />
0,2<br />
a0 = 580.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
a0 = 628.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600<br />
Temps (s)<br />
Figure 51 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 500µm à 195°C entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4)<br />
avec ou sans préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble<br />
- 74 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Nous voyons n<strong>et</strong>tement dans ce cas-ci que le fait <strong>de</strong> préchauffer l’ensemble <strong>du</strong> système<br />
perm<strong>et</strong> d’augmenter la vitesse <strong>de</strong> coalescence. De plus, cela perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> se rapprocher <strong>du</strong><br />
modèle <strong>de</strong> Bellehumeur.<br />
De même, la Figure 52 illustre le même phénomène. Les conditions expérimentales sont<br />
i<strong>de</strong>ntiques, sauf que le copolymère se présente sous forme <strong>de</strong> microgranulés.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
Sans préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
Avec préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
0,4<br />
λ = 0,43 s<br />
λ = 0,43 s<br />
BFmg-verre+verre sans préchauffage<br />
a0 = 818.10^-6 m<br />
a0 = 751.10^-6 m<br />
0,2<br />
Bellehumeur-verre+verre sans préchauffage<br />
BFmg-verre+verre avec préchauffage<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
Bellehumeur-verre+verre avec préchauffage<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
Temps (s)<br />
Figure 52 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère microgranulés à 195°C entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4) avec ou sans<br />
préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble<br />
Comme vu précé<strong>de</strong>mment, la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong>s microgranulés est toujours assez<br />
rapi<strong>de</strong> <strong>du</strong> fait <strong>de</strong> la relaxation <strong>de</strong>s contraintes internes. Cependant, là encore, avec le<br />
préchauffage, la vitesse est plus rapi<strong>de</strong>. De plus, avec ou sans préchauffage, les points<br />
expérimentaux concor<strong>de</strong>nt assez bien avec le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Le modèle sousestime<br />
même un peu la vitesse <strong>de</strong> coalescence dans le cas <strong>du</strong> préchauffage.<br />
Le préchauffage semble donc perm<strong>et</strong>tre une coalescence plus rapi<strong>de</strong> <strong>de</strong>s particules.<br />
Cependant, comme le montre la Figure 53, ce n’est pas toujours le cas. Les <strong>de</strong>ux expériences<br />
comparées sur la Figure 53 ont été réalisées à 195°C avec ou sans préchauffage <strong>du</strong> système,<br />
avec <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong> C2b disposées sur une lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3).<br />
- 75 -
Estelle Pérot<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
x/r<br />
0,6<br />
Sans préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
Avec préchauffage:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
0,4<br />
λ = 0,43 s<br />
λ = 0,43 s<br />
0,2<br />
BF500-verre sans préchauffage<br />
Bellehumeur-verre sans préchauffage<br />
BF500-verre avec préchauffage<br />
Bellehumeur-verre avec préchauffage<br />
a0 = 489.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
a0 = 611.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350 400<br />
temps (s)<br />
Figure 53 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètres moyens 500µm à 195°C sur une lamelle <strong>de</strong> verre (configuration 3)<br />
avec ou sans préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble<br />
Que l’ensemble <strong>du</strong> système soit préchauffé ou non, la vitesse <strong>de</strong> coalescence est similaire, <strong>et</strong><br />
très éloignée <strong>de</strong>s prédictions <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Cela veut dire que le préchauffage<br />
est une condition nécessaire mais pas suffisante pour perm<strong>et</strong>tre à la coalescence <strong>de</strong> s’opérer<br />
plus rapi<strong>de</strong>ment.<br />
Le préchauffage <strong>du</strong> système est donc nécessaire dans le cas où une lamelle <strong>de</strong> verre repose<br />
sur les particules. C<strong>et</strong>te lamelle, elle aussi préchauffée, chauffe les particules <strong>et</strong> perm<strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
diminuer le gradient <strong>de</strong> température au sein <strong>de</strong>s particules. La vitesse <strong>de</strong> coalescence s’en<br />
trouve accélérée. On a vu en eff<strong>et</strong> que dans le cas où aucune lamelle n’est posée sur les<br />
particules, même en ayant préchauffé le système, la vitesse <strong>de</strong> coalescence reste quasi<br />
inchangée. Il y a donc un eff<strong>et</strong> <strong>du</strong> préchauffage <strong>du</strong> système mais sous certaines conditions.<br />
4.2.2.2.5. Influence <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules<br />
Comme le montrent les parties précé<strong>de</strong>ntes, lors <strong>de</strong> la fusion <strong>de</strong>s microgranulés, la relaxation<br />
<strong>de</strong>s contraintes internes provoque une croissance <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong>s particules plus rapi<strong>de</strong> que<br />
pour le même copolymère sous forme <strong>de</strong> poudre. La vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong>s particules<br />
sous forme <strong>de</strong> microgranulés se trouve donc accélérée.<br />
Pour vérifier ce phénomène, nous avons mesuré la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong> particules <strong>de</strong><br />
formes géométriques plus régulières que les poudres ou les microgranulés. Des joncs <strong>de</strong><br />
copolymère C2 ont été réalisés grâce à une p<strong>et</strong>ite extru<strong>de</strong>use récemment acquise par le<br />
laboratoire puis ils ont été coupés mécaniquement par un granulateur. Des « plots » <strong>de</strong> 3mm<br />
- 76 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
<strong>de</strong> haut sur 1mm à 3mm <strong>de</strong> diamètre ont été obtenus. Ils sont équivalents aux microgranulés,<br />
mais en plus gros <strong>et</strong> avec une forme plus régulière.<br />
Des essais <strong>de</strong> coalescence ont été réalisés avec ces obj<strong>et</strong>s, <strong>et</strong> les résultats sont plutôt<br />
satisfaisants. La Figure 54 présente les résultats <strong>de</strong>s mesures pour le copolymère C2<br />
microgranulé <strong>et</strong> extrudé à 195°C, entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4), avec<br />
préchauffage.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
Microgranulés:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
Extrudés:<br />
η0 = 1340 Pa.s<br />
x/r<br />
0,6<br />
BFmg-verre+verre avec préchauffage<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
γ = 0,0219 N/m<br />
λ = 0,43 s<br />
0,4<br />
0,2<br />
Bellehumeur-BFmg verre+verre avec préchauffage<br />
BF extrudés-verre+verre avec préchauffage<br />
Bellehumeur-BF extrudés verre+verre avec<br />
préchauffage<br />
BF extrudés-translation en temps<br />
a0 = 751.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
a0 = 1547.10^-6 m<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250 300 350<br />
Temps (s)<br />
Figure 54 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédictions <strong>de</strong>s modèles pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules<br />
<strong>de</strong> copolymère C2d <strong>et</strong> C2 extrudés à 195°C entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4) avec<br />
préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble<br />
La forme <strong>de</strong>s courbes (donc la cinétique) <strong>de</strong> coalescence est très similaire. De plus, nous<br />
r<strong>et</strong>rouvons bien le fait que les particules <strong>de</strong> p<strong>et</strong>ites tailles coalescent plus rapi<strong>de</strong>ment que<br />
celles plus gran<strong>de</strong>s. Enfin, si la courbe <strong>du</strong> C2 extrudé est translatée en temps, nous<br />
remarquons que la différence entre les points expérimentaux <strong>et</strong> le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur<br />
est relativement faible. Le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur sous estime même la vitesse <strong>de</strong><br />
coalescence pour le C2 extrudé. Pour le C2 microgranulé, l’accord entre les points<br />
expérimentaux <strong>et</strong> le modèle est très bon.<br />
Le fait d’avoir utilisé le C2 extrudé revient somme toute à utiliser le C2 microgranulé. Le seul<br />
avantage <strong>du</strong> C2 extrudé est d’avoir <strong>de</strong>s formes plus régulières, ainsi que <strong>de</strong>s relaxations <strong>de</strong>s<br />
contraintes plus unidirectionnelles.<br />
- 77 -
Estelle Pérot<br />
4.2.3. Discussions sur l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence – Perspectives pour<br />
l’application au <strong>rotomoulage</strong><br />
Le but <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> était <strong>de</strong> pouvoir mesurer la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong> particules <strong>de</strong><br />
polymère, puis <strong>de</strong> comparer les résultats expérimentaux à un modèle. Les premiers essais,<br />
réalisés en rampe <strong>de</strong> température, ont montré un écart conséquent entre nos résultats <strong>et</strong> les<br />
prédictions <strong>du</strong> modèle. Afin <strong>de</strong> mieux comprendre <strong>et</strong> maîtriser ce phénomène <strong>de</strong> coalescence<br />
<strong>et</strong> afin <strong>de</strong> se rapprocher le plus possible <strong>de</strong>s conditions <strong>du</strong> modèle, <strong>de</strong>s essais en isothermes<br />
<strong>et</strong> dans différentes configurations ont été réalisés. Il en ressort que pour être dans les<br />
conditions <strong>du</strong> modèle, il faut préchauffer l’ensemble <strong>du</strong> système, <strong>et</strong> disposer sur les<br />
particules une lamelle <strong>de</strong> verre préchauffée. Les meilleurs résultats ont été obtenus pour <strong>de</strong>s<br />
microgranulés. La Figure 55 présente en guise <strong>de</strong> conclusion le résultat obtenu pour la<br />
mesure <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong> particules <strong>de</strong> copolymère C2d, à 230°C entre <strong>de</strong>ux<br />
lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4), avec préchauffage <strong>de</strong> l’ensemble <strong>du</strong> système. Dans <strong>de</strong>s<br />
conditions optimales, l’expérience <strong>et</strong> le modèle concor<strong>de</strong>nt parfaitement.<br />
1,2<br />
1<br />
0,8<br />
BFmg-verre+verre avec préchauffage<br />
Modèle <strong>de</strong> Bellehumeur<br />
x/r<br />
0,6<br />
η0 = 778 Pa.s<br />
γ = 0,0191 N/m<br />
0,4<br />
λ = 0,20 s<br />
a0 = 873.10^-6 m<br />
0,2<br />
Coeff Maxwell = +1<br />
0<br />
0 50 100 150 200 250<br />
Temps (s)<br />
Figure 55 : Résultats expérimentaux <strong>et</strong> prédiction <strong>du</strong> modèle pour la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules <strong>de</strong><br />
copolymère C2d à 230°C entre <strong>de</strong>ux lamelles <strong>de</strong> verre (configuration 4) avec préchauffage <strong>de</strong><br />
l’ensemble<br />
Dans l’optique d’une meilleure compréhension <strong>de</strong>s phénomènes qui se passent lors <strong>du</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> faire ressortir les paramètres importants qui gouvernent<br />
la coalescence. Il s’agit <strong>de</strong> la viscosité <strong>de</strong>s matériaux (donc <strong>de</strong> la température) <strong>et</strong> <strong>de</strong> la taille<br />
<strong>de</strong>s particules <strong>de</strong> poudre, principalement. La tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> le temps <strong>de</strong> relaxation<br />
jouent également un rôle mais bien moindre.<br />
Il a été vu que le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur est vali<strong>de</strong> en isothermes <strong>et</strong> dans <strong>de</strong>s conditions<br />
assez particulières <strong>de</strong> chauffage. Or en <strong>rotomoulage</strong>, le chauffage se fait par la base <strong>de</strong>s<br />
particules, <strong>et</strong> il s’agit d’une rampe <strong>de</strong> température. La modification <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong><br />
Bellehumeur pour tenir compte <strong>de</strong> la variation <strong>de</strong> la viscosité, <strong>du</strong> temps <strong>de</strong> relaxation <strong>et</strong> <strong>de</strong> la<br />
- 78 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
tension <strong>de</strong> surface avec la température perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> répondre en partie au problème. L’idéal<br />
serait d’avoir un autre modèle qui puisse fonctionner dans le cas d’un chauffage non<br />
isotherme <strong>et</strong> non uniforme.<br />
Enfin, lors d’un cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, le moule tournant, il n’est pas évi<strong>de</strong>nt que la<br />
coalescence se déroule <strong>de</strong> la même manière que s’il elle se trouvait en statique.<br />
4.3. Etu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification<br />
4.3.1. Dispositif expérimental<br />
L’appareillage utilisé pour mener à bien ces expériences <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification est le même que<br />
celui utilisé pour les expériences <strong>de</strong> coalescence.<br />
C<strong>et</strong>te fois-ci, un grand nombre <strong>de</strong> particules <strong>de</strong> poudre <strong>du</strong> copolymère C2 <strong>de</strong> diamètre<br />
moyen 500µm a été utilisé pour chaque expérience. Les particules sont disposées sur toute la<br />
surface <strong>du</strong> saphir <strong>de</strong> la platine chauffante, <strong>et</strong> 3 à 4 couches <strong>de</strong> particules sont entassées les<br />
unes sur les autres. Le tout est ensuite chauffé rapi<strong>de</strong>ment. Toutes les expériences ont été<br />
réalisées en chauffant les poudres à partir <strong>de</strong> la température ambiante.<br />
Une fois que toutes les particules sont fon<strong>du</strong>es <strong>et</strong> après obtention d’une surface « propre » <strong>du</strong><br />
polymère fon<strong>du</strong> (c’est-à-dire sans particule non intégrée complètement à la matière déjà<br />
fon<strong>du</strong>e, ce qui pourrait ensuite diminuer le champ d’observation initial), l’acquisition <strong>de</strong>s<br />
images est lancée.<br />
Le programme utilisé pour traiter les images est bien sûr différent <strong>de</strong> celui utilisé pour la<br />
mesure <strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> coalescence, mais le squel<strong>et</strong>te reste quasiment le même. La Figure 56<br />
illustre le fonctionnement <strong>de</strong> ce programme. L’utilisateur saisit en début <strong>de</strong> programme<br />
diverses informations (début <strong>et</strong> fin <strong>de</strong>s images à traiter, intervalle <strong>de</strong> temps, noms <strong>du</strong><br />
répertoire <strong>et</strong> <strong>du</strong> fichier <strong>de</strong> sauvegar<strong>de</strong>, grossissements, valeur <strong>du</strong> seuillage). Ensuite, à partir<br />
<strong>de</strong> la première image à traiter, nous délimitons un rectangle autour <strong>de</strong>s bulles dont on<br />
souhaite connaître l’évolution <strong>du</strong> rayon au cours <strong>du</strong> temps. Le programme <strong>de</strong> traitement <strong>de</strong>s<br />
images m<strong>et</strong>tra un temps proportionnel au nombre <strong>de</strong> bulles choisies par image.<br />
Une fois les bulles choisies, le programme va, pour chaque bulle <strong>de</strong> chaque image, extraire le<br />
contour <strong>de</strong>s bulles <strong>et</strong> calculer leur rayon équivalent. Une fois toute l’image traitée, les<br />
données sont enregistrées au format ASCII.<br />
L’inconvénient majeur <strong>de</strong> ce programme est le temps <strong>de</strong> traitement. En eff<strong>et</strong>, il faut en moyen<br />
20 secon<strong>de</strong>s pour traiter une seule bulle. Dans les essais réalisés, nous avons pu observer<br />
convenablement jusqu’à 40 bulles sur l’image initiale. De plus, le nombre d’images traitées<br />
est c<strong>et</strong>te fois non limité, comme c’était le cas pour la coalescence <strong>de</strong>s particules. Pour traiter<br />
250 images avec 40 bulles sur chaque image, le temps <strong>de</strong> traitement total serait <strong>de</strong> 55 heures<br />
30 minutes environ ! Nous avons dû alors intro<strong>du</strong>ire une condition dans le programme pour<br />
que, lorsque tout le rectangle contenant une bulle a été testé à une image i, <strong>et</strong> que c<strong>et</strong>te bulle<br />
a disparue, alors le programme passe à la bulle suivante pour les images i+n à venir, sans r<strong>et</strong>ester<br />
ce rectangle. Ceci perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> ré<strong>du</strong>ire considérablement le temps <strong>de</strong> calcul. De plus, cela<br />
- 79 -
Estelle Pérot<br />
perm<strong>et</strong> d’éviter <strong>de</strong> mesurer à la place <strong>de</strong> la bulle, une fois que celle-ci à disparue, <strong>de</strong>s<br />
impur<strong>et</strong>és qui viendraient se placer dans son rectangle.<br />
Début <strong>du</strong> programme :<br />
- saisie <strong>du</strong> numéro <strong>de</strong> la première <strong>et</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>rnière image à traiter<br />
- intervalle <strong>de</strong> temps entre chaque image<br />
- grossissement binoculaire <strong>et</strong> caméra<br />
- répertoire <strong>et</strong> nom <strong>du</strong> fichier <strong>de</strong> sauvegar<strong>de</strong> <strong>de</strong>s données<br />
- valeur <strong>du</strong> seuillage<br />
Saisie à la souris <strong>de</strong> chaque bulle à analyser sur la<br />
première image (rectangle autour <strong>de</strong>s bulles)<br />
Image suivante<br />
Seuillage <strong>et</strong> extraction <strong>de</strong>s contours <strong>de</strong>s<br />
obj<strong>et</strong>s dans le rectangle considéré<br />
Calcul <strong>du</strong> rayon équivalent <strong>de</strong> la<br />
bulle dans le rectangle considéré<br />
Bulle suivante<br />
Sauvegar<strong>de</strong> <strong>de</strong>s données au<br />
format ASCII<br />
Tracé <strong>de</strong>s rayons <strong>de</strong>s bulles en<br />
fonction <strong>du</strong> temps<br />
Figure 56 : Diagramme <strong>de</strong> fonctionnement <strong>du</strong> programme perm<strong>et</strong>tant <strong>de</strong> traiter les images<br />
enregistrées lors <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification <strong>de</strong> poudre polymère<br />
4.3.2. Premiers résultats<br />
Nous discuterons ici <strong>de</strong>s résultats obtenus pour la <strong>de</strong>nsification <strong>de</strong> poudre <strong>du</strong> copolymère<br />
C2b, à 195°C. Il s’agit en réalité <strong>de</strong>s résultats <strong>de</strong> la dissolution <strong>de</strong> bulles dans une matrice<br />
polymère. La Figure 57 <strong>et</strong> la Figure 58 montrent l’image initiale <strong>de</strong> la zone analysée par le<br />
programme, <strong>et</strong> c<strong>et</strong>te même image une fois filtrée <strong>et</strong> seuillée par Matlab ® . Les bulles sont<br />
numérotées, <strong>et</strong> il sera fait référence à ces numéros par la suite.<br />
- 80 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
Figure 57 : Image <strong>de</strong> la zone analysée par le programme, au cours <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification<br />
Figure 58 : Image <strong>de</strong> la zone analysée par le programme une fois filtrée <strong>et</strong> seuillée, au cours <strong>de</strong> la<br />
<strong>de</strong>nsification<br />
Rien que sur c<strong>et</strong>te seule expérience, il y a déjà beaucoup <strong>de</strong> résultats à discuter. Nous<br />
présenterons les résultats obtenus, que nous comparerons qualitativement avec ceux trouvés<br />
par Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11]. Par la suite, en résolvant différentes équations<br />
différentielles, il sera possible <strong>de</strong> comparer ces résultats avec un modèle, mais nous ne<br />
présenterons pas ceci pour l’instant.<br />
- 81 -
Estelle Pérot<br />
4.3.2.1.Sphéricité <strong>de</strong>s bulles - Interactions bulles-bulles<br />
Nous allons d’abord nous intéresser à la forme <strong>de</strong>s courbes obtenues. On distingue <strong>de</strong>ux<br />
gran<strong>de</strong>s catégories :<br />
- une diminution rapi<strong>de</strong> <strong>et</strong> immédiate <strong>du</strong> diamètre <strong>de</strong>s bulles, comme on peut<br />
le voir sur la Figure 59<br />
- un diamètre <strong>de</strong>s bulles constant, voire augmentant légèrement, avant une<br />
diminution rapi<strong>de</strong> <strong>du</strong> diamètre, comme le montre la Figure 60.<br />
100,00<br />
90,00<br />
80,00<br />
70,00<br />
60,00<br />
Rayon (µm)<br />
50,00<br />
40,00<br />
30,00<br />
20,00<br />
10,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 59 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 29 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
90,00<br />
80,00<br />
70,00<br />
60,00<br />
Rayon (µm)<br />
50,00<br />
40,00<br />
30,00<br />
20,00<br />
10,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 60 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 8 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
Il existe <strong>de</strong>ux types <strong>de</strong> phénomènes qui amènent aux résultats comme le montre la Figure 60.<br />
Tout d’abord, les bulles sont observées par le <strong>de</strong>ssus, donc en 2D. Or, rien n’indique que ces<br />
bulles se trouvent dès le départ sous forme <strong>de</strong> sphères. En observant la projection <strong>de</strong> leur<br />
volume dans un plan, il se peut que ces bulles soient sous forme d’ellipses, voire même <strong>de</strong><br />
patatoï<strong>de</strong>s. Une augmentation <strong>du</strong> diamètre <strong>de</strong> la bulle va généralement être observée,<br />
- 82 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
comme sur la Figure 61. C<strong>et</strong>te augmentation est d’autant plus sensible <strong>et</strong> visible que le<br />
diamètre initial <strong>de</strong> la bulle est p<strong>et</strong>it.<br />
70,00<br />
60,00<br />
Rayon (µm)<br />
50,00<br />
40,00<br />
30,00<br />
Mise sous forme<br />
<strong>de</strong> sphère <strong>de</strong> la<br />
bulle<br />
20,00<br />
10,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 61 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 28 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
L’autre phénomène qui se passe dans les premiers instants est l’interaction entre les bulles<br />
voisines. D’après Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11], ceci s’explique par le fait que le<br />
polymère <strong>de</strong>vint saturé en air dans la région où plusieurs bulles se dissolvent<br />
simultanément, ce qui ralentit la diffusion <strong>du</strong> gaz dans le polymère. La Figure 62 illustre ce<br />
phénomène.<br />
120,00<br />
100,00<br />
Rayon (µm)<br />
80,00<br />
60,00<br />
Interactions bullesbulles<br />
40,00<br />
20,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 62 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 38 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
- 83 -
Estelle Pérot<br />
Regardons maintenant l’évolution <strong>du</strong> diamètre <strong>de</strong> la bulle 38 en parallèle <strong>de</strong> celle <strong>de</strong> la bulle<br />
34. Ces <strong>de</strong>ux bulles sont en eff<strong>et</strong> relativement proches. La Figure 63 montre l’évolution <strong>de</strong><br />
leur rayon. Nous voyons que la vitesse <strong>de</strong> diminution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 34 augmente aux<br />
alentours <strong>de</strong> 200 secon<strong>de</strong>s (t1). La vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle 38 est encore relativement<br />
faible à ce moment.<br />
120,00<br />
t 1 t 2 t 3<br />
t 4<br />
100,00<br />
Rayon (µm)<br />
80,00<br />
60,00<br />
Bulle 38<br />
Bulle 34<br />
40,00<br />
20,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 63 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 38 <strong>et</strong> <strong>de</strong> la bulle 34 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
La bulle 34 continue à se dissoudre jusqu’à t2 (environ 260 secon<strong>de</strong>s). La vitesse <strong>de</strong><br />
dissolution <strong>de</strong> la bulle 34 augmente encore, <strong>et</strong> nous observons également une augmentation<br />
<strong>de</strong> la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle 38 aux alentours <strong>de</strong> t2. La bulle 34 a totalement disparu<br />
à 324 secon<strong>de</strong>s (t3). Après t3, la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle 38 continue d’augmenter<br />
jusqu’à la disparition totale <strong>de</strong> la bulle à t4 (420 secon<strong>de</strong>s). Il y a donc un couplage entre ces<br />
<strong>de</strong>ux bulles. Il faut noter que pour la bulle 34, la diminution <strong>du</strong> diamètre dans les premiers<br />
instants est <strong>du</strong>e à la mise sous forme <strong>de</strong> sphère <strong>de</strong> la bulle.<br />
Ces interactions semblent ne se pro<strong>du</strong>ire que si une <strong>de</strong>s bulles est <strong>de</strong> taille « importante »<br />
(supérieure à 100µm <strong>de</strong> rayon). Prenons l’exemple <strong>de</strong>s bulles 39 <strong>et</strong> 35. La bulle 39 est environ<br />
à la même distance <strong>de</strong> la bulle 35 qu’est la bulle 38 <strong>de</strong> la bulle 34 <strong>de</strong> l’exemple précé<strong>de</strong>nt.<br />
- 84 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
80,00<br />
t 1 t 2<br />
70,00<br />
60,00<br />
50,00<br />
Rayon (µm)<br />
40,00<br />
Bulle 39<br />
Bulle 35<br />
30,00<br />
20,00<br />
10,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 64 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 39 <strong>et</strong> <strong>de</strong> la bulle 35 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
Sur la Figure 64, la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle 39 commence dès les premiers instants<br />
<strong>et</strong> est très rapi<strong>de</strong>. Il n’y a qu’un faible couplage entre la bulle 35 <strong>et</strong> la bulle 39. Par contre,<br />
pour la bulle 35, outre le fait que la bulle se m<strong>et</strong> sous forme <strong>de</strong> sphère dans les premiers<br />
instants, sa vitesse <strong>de</strong> dissolution augmente sensiblement après t1 (soit environ 240<br />
secon<strong>de</strong>s). Après t2 (270 secon<strong>de</strong>s), la vitesse semble encore augmenter.<br />
Bulle A<br />
t=198s<br />
t=222s<br />
t=240s (t 1 ) t=276s (t 2 )<br />
Figure 65 : Evolution <strong>de</strong>s bulles 35, 39 <strong>et</strong> <strong>de</strong> celle à proximité <strong>de</strong> la bulle 35 (bulle A)<br />
- 85 -
Estelle Pérot<br />
Sur la Figure 65, nous constatons qu’à 198s, il y a à proximité <strong>de</strong> la bulle 35 une autre bulle<br />
plus grosse (bulle A). A 222s, la taille la bulle A a sensiblement diminué, <strong>et</strong> il en est <strong>de</strong> même<br />
à 240 secon<strong>de</strong>s. Ceci signifie que la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle A est beaucoup plus<br />
rapi<strong>de</strong> que celle <strong>de</strong> la bulle 35. Par analogie avec l’exemple <strong>de</strong>s bulles 34 <strong>et</strong> 38, nous pouvons<br />
dire qu’avant t1, le polymère est saturé en gaz, ce qui empêche la bulle 35 <strong>de</strong> se dissoudre<br />
correctement. Entre t1 <strong>et</strong> t2, la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> la bulle A est rapi<strong>de</strong>, ce qui perm<strong>et</strong> à<br />
la bulle 35 <strong>de</strong> commencer à se dissoudre plus rapi<strong>de</strong>ment. Enfin après t2, la bulle 35 se<br />
r<strong>et</strong>rouve isolée, <strong>et</strong> donc la vitesse <strong>de</strong> dissolution augmente encore. Ces résultats sont en total<br />
accord avec ceux trouvés par Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11].<br />
4.3.2.2.Vitesse <strong>de</strong> dissolution<br />
Comme nous l’avons vu dans la partie précé<strong>de</strong>nte, la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles est liée<br />
notamment à la quantité <strong>de</strong> bulles par unité <strong>de</strong> surface. Plus la quantité <strong>de</strong> bulles est<br />
importante, plus le gaz aura <strong>du</strong> mal à se dissoudre dans le polymère à cause d’une saturation<br />
<strong>du</strong> polymère. La vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles est également fonction <strong>du</strong> diamètre initial<br />
<strong>de</strong>s bulles. Nous allons voir quelques exemples qui illustrent ceci.<br />
Il faut noter qu’il est difficile <strong>de</strong> trouver <strong>de</strong>s cinétiques <strong>de</strong> dissolution i<strong>de</strong>ntiques pour <strong>de</strong>s<br />
tailles <strong>de</strong> bulles initiales similaires. En eff<strong>et</strong>, c<strong>et</strong>te cinétique dépend fortement <strong>de</strong><br />
l’environnement <strong>de</strong> la bulle (interactions bulles-bulles) <strong>et</strong> <strong>de</strong> sa sphéricité au départ. Nous<br />
allons malgré tout comparer les cinétiques <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> bulles <strong>de</strong> différents rayons<br />
initiaux, tout en gardant bien à l’esprit que ces phénomènes d’interactions <strong>et</strong> <strong>de</strong> sphéricité<br />
expliquent <strong>de</strong>s résultats surprenants. Par exemple, la Figure 66 présente une comparaison <strong>de</strong><br />
l’évolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> bulles en fonction <strong>du</strong> temps. La bulle 5, bien qu’ayant un rayon<br />
initial <strong>de</strong> 130µm, se dissout au final moins vite que la bulle 4 qui possè<strong>de</strong> pourtant un rayon<br />
initial <strong>de</strong> 140µm. Ceci est simplement dû au fait que l’interaction bulles-bulles se prolonge<br />
plus longtemps pour la bulle 5 que pour la bulle 4.<br />
160,00<br />
140,00<br />
120,00<br />
Bulle 5<br />
Bulle 4<br />
100,00<br />
Rayon (µm)<br />
80,00<br />
60,00<br />
40,00<br />
20,00<br />
0,00<br />
0 100 200 300 400 500 600 700<br />
Temps (s)<br />
Figure 66 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> la bulle 4 <strong>et</strong> <strong>de</strong> la bulle 5 en fonction <strong>du</strong> temps<br />
- 86 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
La Figure 67 présente l’évolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong> différentes bulles en fonction <strong>du</strong> temps. Afin<br />
<strong>de</strong> pouvoir comparer plus facilement les cinétiques <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles, les parties <strong>de</strong>s<br />
courbes où les eff<strong>et</strong>s d’interactions se manifestaient ont été suprimées. La délimitation entre<br />
la zone d’interactions <strong>et</strong> la zone <strong>de</strong> dissolution est assez difficile, voire pour certaines courbes<br />
impossible à voir. C’est pourquoi ces courbes ne donnent pas <strong>de</strong>s résultats précis, mais <strong>de</strong>s<br />
tendances.<br />
140,00<br />
120,00<br />
Bulle 1<br />
Bulle 2<br />
100,00<br />
Bulle 5<br />
Bulle 7<br />
Rayon (µm)<br />
80,00<br />
60,00<br />
Bulle 13<br />
Bulle 22<br />
40,00<br />
20,00<br />
0,00<br />
0,00 20,00 40,00 60,00 80,00 100,00 120,00 140,00 160,00 180,00 200,00<br />
Temps (s)<br />
Figure 67 : Evolution <strong>du</strong> rayon <strong>de</strong>s bulles 1, 2, 5, 7, 13 <strong>et</strong> 22 en fonction <strong>du</strong> temps (parties <strong>de</strong>s<br />
courbes avec interactions supprimées)<br />
Nous constatons tout d’abord que plus le rayon initial <strong>de</strong> la bulle est p<strong>et</strong>it, plus vite c<strong>et</strong>te<br />
bulle va se dissoudre. C<strong>et</strong>te tendance est vraie, sauf pour les bulles 1 <strong>et</strong> 5, mais c<strong>et</strong>te<br />
différence est sans doute <strong>du</strong>e aux interactions bulles-bulles encore présentes pour la bulle 1.<br />
Pour le reste, le temps <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong> 100s environ pour une bulle <strong>de</strong> 70µm <strong>de</strong> rayon passe<br />
à un temps <strong>de</strong> 55s pour une bulle <strong>de</strong> 30µm <strong>de</strong> rayon. La taille initiale <strong>de</strong>s bulles est donc un<br />
paramètre aussi important que la quantité <strong>de</strong> bulles par unité <strong>de</strong> surface.<br />
Nous pouvons également noter que la forme <strong>de</strong>s courbes <strong>de</strong> dissolution pour chaque bulle<br />
est sensiblement i<strong>de</strong>ntique. Cela suggère que la cinétique <strong>de</strong> dissolution est la même.<br />
- 87 -
Estelle Pérot<br />
4.3.3. Discussions sur l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification – Perspectives<br />
pour l’application au <strong>rotomoulage</strong><br />
C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> nous montre que la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles dans une matrice polymère<br />
dépend <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux facteurs principaux:<br />
- Le plus intuitif est la taille initiale <strong>de</strong>s bulles. Plus la bulle est <strong>de</strong> gran<strong>de</strong> taille,<br />
plus elle m<strong>et</strong>tra <strong>de</strong> temps à se dissoudre.<br />
- La quantité <strong>de</strong> bulles par unité <strong>de</strong> surface. Il apparaît que plus la quantité <strong>de</strong><br />
bulles sur une même surface est importante, plus le temps qu’elles vont m<strong>et</strong>tre à se<br />
dissoudre sera grand. Cela s’explique par le fait que le polymère va être saturé en<br />
gaz, <strong>et</strong> que la dissolution <strong>de</strong>s bulles va alors être ralentie.<br />
Les premiers résultats <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> sont en accord avec ceux trouvés par Kontopoulou <strong>et</strong><br />
Vlachopoulos [11]. Il reste à pouvoir réaliser la simulation numérique <strong>de</strong> la dissolution <strong>de</strong><br />
bulles dans une matrice <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong>. Les équations sont données dans leur article, il<br />
faut donc juste programmer la simulation.<br />
Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopolous [11] citent également d’autres paramètres, notamment la<br />
concentration en air dans le polymère fon<strong>du</strong>, qui est un paramètre très important d’après<br />
leurs simulations numériques. On peut également citer l’influence d’une surpression à la<br />
surface <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong> qui favorise la dissolution <strong>de</strong>s bulles.<br />
La suite <strong>de</strong> l’étu<strong>de</strong> pourra porter notamment sur l’influence <strong>de</strong> la viscosité sur la cinétique <strong>de</strong><br />
dissolution <strong>de</strong>s bulles, bien que Kontopoulou <strong>et</strong> Vlachopoulos [11] concluent que ce<br />
paramètre est très peu influent. On pourra également comparer la vitesse <strong>de</strong> dissolution à<br />
<strong>de</strong>ux températures différentes, mais pour <strong>de</strong>s matériaux ayant la même viscosité à ces<br />
températures, afin d’être certain <strong>de</strong> s’affranchir <strong>de</strong> l’eff<strong>et</strong> <strong>de</strong> la viscosité, même si celui-ci<br />
semble être négligeable.<br />
Enfin, lorsque l’appareillage sera en place, on pourra réaliser <strong>de</strong>s expériences <strong>de</strong><br />
<strong>de</strong>nsification, c’est-à-dire mesurer la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> matériau à différents instants lors <strong>de</strong> la fonte<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong> polymère. Ceci pourra être réalisé en refroidissement très<br />
rapi<strong>de</strong>ment le système grâce à <strong>de</strong> l’azote gazeux refroidi.<br />
En ce qui concerne le <strong>rotomoulage</strong>, plus que la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules, il semble<br />
nécessaire <strong>de</strong> suivre l’évolution <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> matériau lors <strong>de</strong> la fonte <strong>et</strong> <strong>de</strong> la<br />
<strong>de</strong>nsification <strong>de</strong> la poudre. En eff<strong>et</strong>, pour le moment, les modèles proposés ne prennent en<br />
compte que la coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules, ce qui ne reflète évi<strong>de</strong>mment pas ce qui se<br />
passe lors d’un cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
La compréhension <strong>de</strong>s phénomènes <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles est fondamentale, car ce sont<br />
ces bulles rési<strong>du</strong>elles qui diminuent les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces. Des particules <strong>de</strong><br />
poudre p<strong>et</strong>ite vont engendrer <strong>de</strong>s p<strong>et</strong>ites bulles mais nombreuses, qui à cause <strong>de</strong> l’interaction<br />
bulles-bulles vont avoir <strong>du</strong> mal à se dissoudre dans les premiers instants. A l’inverse<br />
l’emploi <strong>de</strong> particules plus grosses va donner naissance à <strong>de</strong>s bulles plus gran<strong>de</strong>s, mais<br />
moins nombreuses. Il va donc y avoir un compromis à trouver pour optimiser la dissolution<br />
<strong>de</strong>s bulles.<br />
- 88 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
4.4. Conclusion <strong>de</strong> l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification a débuté par la mesure expérimentale <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong><br />
surface <strong>de</strong>s copolymères à l’état fon<strong>du</strong>. La métho<strong>de</strong> utilisée était celle <strong>de</strong> la goutte posée.<br />
C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> a permis d’obtenir avec précision les valeurs <strong>de</strong> tension <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s trois<br />
copolymères, pour <strong>de</strong>s températures allant <strong>de</strong> 183°C à 222°C. Ces valeurs sont conformes à<br />
celles trouvées dans la littérature. Pour chaque polymère, une fonction numérique <strong>de</strong> la<br />
tension <strong>de</strong> surface en fonction <strong>de</strong> la température a été obtenue <strong>et</strong> elle a été utilisée dans le<br />
modèle <strong>de</strong> coalescence.<br />
Pour l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence, un dispositif expérimental que nous avons conçu puis mis en<br />
place nous a permis d’obtenir <strong>de</strong>s images <strong>et</strong> <strong>de</strong>s vidéos <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules qui coalescent. Un<br />
traitement numérique <strong>de</strong> ces images nous a con<strong>du</strong>it à mesurer la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong><br />
particules <strong>de</strong> polymères puis à comparer les résultats expérimentaux avec le modèle <strong>de</strong><br />
Bellehumeur. Les paramètres que nous avons entrés dans ce modèle sont tous <strong>de</strong>s<br />
paramètres mesurés expérimentalement lors <strong>de</strong> la caractérisation <strong>de</strong>s matériaux. Aucun<br />
d’entre eux n’est ajusté numériquement. Les essais réalisés nous ont montré que pour se<br />
rapprocher <strong>du</strong> modèle, les expériences <strong>de</strong>vaient être faites dans <strong>de</strong>s conditions <strong>de</strong> chauffage<br />
isothermes, ce qui n’est cependant pas le cas au cours <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Afin <strong>de</strong> mieux comprendre le phénomène <strong>de</strong> coalescence, les influences <strong>de</strong> différents<br />
facteurs ont été étudiées, tels que la viscosité <strong>de</strong>s matériaux (à travers la température), la<br />
taille <strong>de</strong>s particules, la géométrie <strong>du</strong> système, le préchauffage <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s particules.<br />
Nous sommes arrivés aux conclusions suivantes : les paramètres les plus importants qui<br />
gouvernent la coalescence sont la viscosité <strong>de</strong>s matériaux (donc la température <strong>et</strong> la structure<br />
<strong>du</strong> matériau) <strong>et</strong> la taille <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong> poudre. La tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> le temps <strong>de</strong><br />
relaxation jouent un rôle bien moins important. En eff<strong>et</strong>, la cinétique <strong>de</strong> coalescence est plus<br />
rapi<strong>de</strong> pour le matériau le moins visqueux.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification a été menée sur le même dispositif expérimental que pour la<br />
coalescence, avec également un traitement numérique <strong>de</strong>s images.<br />
C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> nous a montré que la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles dans une matrice<br />
polymère dépendait <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux facteurs principaux : la taille initiale <strong>de</strong>s bulles <strong>et</strong> la quantité <strong>de</strong><br />
bulles par unité <strong>de</strong> surface. En eff<strong>et</strong>, plus la bulle est <strong>de</strong> gran<strong>de</strong> taille, plus elle m<strong>et</strong>tra <strong>de</strong><br />
temps à se dissoudre. Il apparaît aussi que plus la quantité <strong>de</strong> bulles sur une même surface<br />
est importante, plus le temps qu’elles vont m<strong>et</strong>tre à se dissoudre sera grand. Cela s’explique<br />
par le fait que le polymère va être saturé en gaz, <strong>et</strong> que la dissolution <strong>de</strong>s bulles va alors être<br />
ralentie.<br />
La compréhension <strong>de</strong>s phénomènes <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles est fondamentale, car ce sont<br />
ces bulles rési<strong>du</strong>elles qui diminuent les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces. C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> sert <strong>de</strong><br />
base à un proj<strong>et</strong> à plus long terme mené au sein <strong>du</strong> laboratoire.<br />
- 89 -
Estelle Pérot<br />
5. Analyse <strong>de</strong>s propriétés finales <strong>de</strong>s pièces rotomoulées<br />
5.1. Mise en œuvre <strong>de</strong>s échantillons<br />
5.1.1. Machine <strong>et</strong> moule <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Une machine <strong>de</strong> laboratoire Rotoline®, <strong>de</strong> type va-<strong>et</strong>-vient, a été utilisée. Le four <strong>de</strong> la<br />
machine est chauffé électriquement, avec une puissance installée <strong>de</strong> 20 kW. La température<br />
maximale qui peut être atteinte est <strong>de</strong> 350°C. La rotation <strong>du</strong> moule est assurée par <strong>de</strong>ux bras<br />
perpendiculaires qui ont <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> rotation indépendantes. Les valeurs <strong>de</strong> ces vitesses<br />
varient entre 2 <strong>et</strong> 15 tours par minute. Le refroidissement est assuré par <strong>de</strong>ux ventilateurs<br />
situés au sol.<br />
Deux moules en aluminium <strong>de</strong> fon<strong>de</strong>rie ont été utilisés. Le premier a une forme<br />
parallélépipédique <strong>et</strong> le second une forme cylindrique. L’épaisseur <strong>de</strong> paroi <strong>de</strong>s moules est<br />
<strong>de</strong> 6mm. La pièce réalisée dans le moule parallélépipédique est une boîte vi<strong>de</strong> <strong>de</strong> dimensions<br />
externes 250*250*100 mm3. Celle issue <strong>du</strong> moule cylindrique a pour dimensions : 300mm <strong>de</strong><br />
longueur <strong>et</strong> 200mm <strong>de</strong> diamètre. Même si les dimensions <strong>de</strong> l’échantillon rotomoulé sont<br />
plus p<strong>et</strong>ites que celles <strong>de</strong> la plupart <strong>de</strong>s applications in<strong>du</strong>strielles, c<strong>et</strong>te machine reste un<br />
outil parfait pour étudier les phénomènes qui se passent pendant le <strong>rotomoulage</strong>.<br />
5.1.2. Système d’acquisition <strong>de</strong> températures<br />
La rotation <strong>du</strong> moule empêche <strong>de</strong> connecter directement les capteurs à un système<br />
d’acquisition. Pour c<strong>et</strong>te raison, un système <strong>de</strong> transmission sans fil est utilisé. Le système<br />
Datapaq® est utilisé pour enregistrer <strong>et</strong> transm<strong>et</strong>tre, en temps réel, les températures <strong>du</strong> four,<br />
<strong>du</strong> moule, <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’air interne pendant le cycle <strong>de</strong> mise en forme. Pour<br />
cela, il utilise la technologie <strong>de</strong>s fréquences radio, entre un ém<strong>et</strong>teur-enregistreur <strong>et</strong> un<br />
récepteur (Figure 68). Les données expérimentales peuvent donc être consultées <strong>et</strong> analysées<br />
instantanément, grâce au logiciel Oven Tracker Insight®. L’enregistreur a une sensibilité <strong>de</strong> ±<br />
0.5°C. Pendant le cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, l’ém<strong>et</strong>teur est placé dans une valis<strong>et</strong>te isolée<br />
thermiquement <strong>et</strong> fixée sur le couvercle <strong>du</strong> moule. C<strong>et</strong>te valis<strong>et</strong>te évite aux fiches <strong>de</strong>s<br />
capteurs <strong>et</strong> à l’ém<strong>et</strong>teur <strong>de</strong> surchauffer. En eff<strong>et</strong>, à l’intérieur <strong>de</strong> la valis<strong>et</strong>te, la température<br />
ne dépasse jamais les 80°C. Le récepteur est connecté à un ordinateur.<br />
ém<strong>et</strong>teur<br />
récepteur<br />
Figure 68 : Photos <strong>de</strong> l'em<strong>et</strong>teur <strong>et</strong> <strong>du</strong> récepteur DATAPAQ<br />
- 90 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
5.1.3. Paramètres expérimentaux<br />
Des essais préliminaires ont été menés avec les différents moules afin <strong>de</strong> prendre en main la<br />
machine, <strong>de</strong> réaliser les corrections nécessaires au niveau <strong>de</strong>s automatismes <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
l’instrumentation interne <strong>de</strong> la machine, <strong>de</strong> savoir quels paramètres process utiliser (vitesses<br />
<strong>de</strong> rotation, température <strong>de</strong> chauffe, temps <strong>de</strong> chauffe, <strong>de</strong> stabilisation <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement)<br />
<strong>et</strong> d’obtenir les premières pièces pour voir quels défauts aparaissaient.<br />
Sur la machine Rotoline, les <strong>de</strong>ux vitesses <strong>de</strong> rotation se règlent indépendamment l’une <strong>de</strong><br />
l’autre. Il existe <strong>de</strong>ux axes perpendiculaires. L’axe majeur correspond à l’axe <strong>du</strong> bras, qui est<br />
parallèle à la translation <strong>du</strong> chariot (mouvement <strong>de</strong> va-<strong>et</strong>-vient entre le four <strong>et</strong> la zone <strong>de</strong><br />
refroidissement). A l’extrémité <strong>du</strong> bras, un montage coudé supporte le plateau. L’axe mineur<br />
correspond à l’axe <strong>du</strong> plateau, sur lequel est fixé directement le moule. Les vitesses <strong>de</strong><br />
rotation utilisées pour ces <strong>de</strong>ux axes ont été choisies en réalisant <strong>de</strong>s pièces d’épaisseur <strong>de</strong><br />
paroi homogène, y compris dans les angles. La vitesse <strong>de</strong> rotation <strong>de</strong> l’axe majeur a été prise<br />
égale à 5tr/min <strong>et</strong> celle <strong>de</strong> l’axe mineur à 4tr/min.<br />
En ce qui concerne les températures <strong>de</strong> chauffe, elles ont été choisies pour que la vitesse <strong>de</strong><br />
chauffe <strong>de</strong> l’ensemble moule-matière soit la plus élevée possible (tout en respectant la<br />
température maximale admise par la machine) <strong>et</strong> pour que le matériau ne se dégra<strong>de</strong> pas.<br />
C’est pourquoi la phase <strong>de</strong> chauffe a été scindée en <strong>de</strong>ux parties : une partie chauffe où la<br />
température <strong>de</strong> chauffe est <strong>de</strong> 320°C (température maximale autorisée) <strong>et</strong> une partie<br />
stabilisation où la température est <strong>de</strong> 250°C. Ainsi, pour <strong>de</strong>s temps <strong>de</strong> cycle raisonnable, la<br />
température <strong>du</strong> matériau ne dépasse jamais les 230°C.<br />
Les temps <strong>de</strong> chauffe, <strong>de</strong> stabilisation, <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement ont été choisis en fonction <strong>de</strong> la<br />
qualité <strong>de</strong>s pièces souhaitée. Les pièces peuvent être démoulées quand la température <strong>de</strong><br />
l’air interne <strong>de</strong>vient inférieure à 80°C. Les pièces sont alors suffisamment solidifiées pour ne<br />
pas se déformer au démoulage. Une photo d’une pièce rotomoulée est présentée à la Figure<br />
69.<br />
Figure 69 : Photo d'une pièce parallélépipédique rotomoulée (découpée)<br />
- 91 -
Estelle Pérot<br />
Une première série <strong>de</strong> pièces a été réalisée avec le moule parallélépipédique avec les<br />
paramètres suivants :<br />
- 12 minutes <strong>de</strong> chauffe à 300°C<br />
- 12 minutes <strong>de</strong> stabilisation à 250°C<br />
- 30 minutes <strong>de</strong> refroidissement<br />
L’objectif était d’étudier l’influence <strong>de</strong>s facteurs tels que la viscosité, la granulométrie <strong>et</strong> la<br />
forme <strong>de</strong>s particules. Les pièces obtenues avec ses paramètres avaient toutes un bel aspect <strong>et</strong><br />
les défauts observés sur ces pièces ne présentaient qu’une différence minime. Une <strong>de</strong>uxième<br />
série <strong>de</strong> pièces a donc été réalisée afin <strong>de</strong> pouvoir quantifier d’une manière plus significative<br />
les défauts volontairement obtenus.<br />
Les paramètres utilisés pour la <strong>de</strong>uxième série <strong>de</strong> pièces sont les suivants :<br />
- 6 minutes <strong>de</strong> chauffe à 300°C<br />
- 12 minutes <strong>de</strong> stabilisation à 250°C<br />
- 25 minutes <strong>de</strong> refroidissement<br />
Chaque série <strong>de</strong> pièces a été réalisée avec les matériaux suivants : C1, C2a, C2b (C2), C2c,<br />
C2d <strong>et</strong> C3.<br />
5.1.4. Courbes <strong>de</strong> températures obtenues<br />
température (°C)<br />
350<br />
300<br />
250<br />
200<br />
150<br />
100<br />
50<br />
0<br />
Boîte en C2a<br />
0 500 1000 1500 2000 2500 3000<br />
temps (s)<br />
air four<br />
surface moule<br />
matière<br />
air interne<br />
Figure 70 : Evolution <strong>de</strong>s températures en fonction <strong>du</strong> temps au cours d'un cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>,<br />
pour C2a<br />
L’instrumentation perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> suivre l’évolution <strong>de</strong>s températures à différents endroits <strong>de</strong> la<br />
pièce <strong>et</strong> <strong>du</strong> moule en fonction <strong>du</strong> temps. La Figure 70 présente un exemple <strong>de</strong> courbes <strong>de</strong><br />
- 92 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
température obtenues avec le système d’acquisition en temps réel Datapaq®, dans le cadre<br />
<strong>de</strong> la <strong>de</strong>uxième série d’expériences. D’après les courbes <strong>de</strong> températures enregistrées, la<br />
température maximale atteinte par la matière n’a jamais dépassée les 210°C. L’analyse <strong>de</strong>s<br />
courbes obtenues montre que les plateaux observés sur la courbe <strong>de</strong> l’air interne au moule<br />
pendant la chauffe comme pendant le refroidissement correspon<strong>de</strong>nt au pic <strong>de</strong> fusion <strong>et</strong> au<br />
pic <strong>de</strong> cristallisation, respectivement, qui sont obtenus en DSC. En visualisant ces courbes en<br />
temps réel, on peut savoir quand le polymère a fini <strong>de</strong> fondre <strong>et</strong> à quel moment il cristallise.<br />
Ceci perm<strong>et</strong> d’optimiser les temps <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement <strong>et</strong> d’adapter les vitesses<br />
<strong>de</strong> refroidissement. Une analyse plus précise <strong>de</strong>s courbes <strong>de</strong> températures obtenues au cours<br />
<strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> sera faite dans la partie “Transferts thermiques”.<br />
5.2. Défauts <strong>et</strong> propriétés <strong>de</strong>s échantillons<br />
Sur les pièces finales réalisées, une observation qualitative <strong>de</strong>s défauts a d’abord été faite.<br />
Une quantification <strong>de</strong>s défauts est nécessaire pour une analyse plus fine.<br />
Différents défauts ont été quantifiés : la rugosité interne, les vagues (on<strong>du</strong>lation) sur la<br />
surface interne, les bulles dans l’épaisseur. Les propriétés mécaniques ont été estimées avec<br />
<strong>de</strong>s essais <strong>de</strong> traction.<br />
5.2.1. Partie expérimentale : quantification <strong>de</strong>s défauts<br />
5.2.1.1. Partie expérimentale : quantification <strong>de</strong>s défauts : usinage <strong>et</strong><br />
injection <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes<br />
Afin <strong>de</strong> pouvoir comparer les propriétés finales <strong>de</strong>s matériaux avec leurs propriétés initiales,<br />
<strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes ont été injectées à partir <strong>de</strong> granulés <strong>de</strong>s trois matériaux (C1, C2, C3). Il s’agit<br />
d’éprouv<strong>et</strong>tes <strong>de</strong> traction. Elles serviront <strong>de</strong> référence à la fois pour les valeurs <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité<br />
(car elles n’ont pas <strong>de</strong> bulles) <strong>et</strong> pour les valeurs <strong>de</strong> références <strong>de</strong>s propriétés mécaniques<br />
(essais <strong>de</strong> traction).<br />
Après un étuvage <strong>de</strong>s matières à 80°C pendant 3h, les éprouv<strong>et</strong>tes ont été injectées sur une<br />
presse BILLION PROXIMA 50 tonnes, avec les réglages suivants : une température <strong>de</strong><br />
fourreau <strong>de</strong> 240°C, une température d’outillage <strong>de</strong> 40°C, un débit d’injection <strong>de</strong> 30cm3/s, une<br />
pression <strong>de</strong> maintien <strong>de</strong> 300 bars pendant 18s, un temps d’injection <strong>de</strong> 1,8s <strong>et</strong> un temps <strong>de</strong><br />
refroidissement <strong>de</strong> 20s.<br />
Afin d’obtenir les propriétés <strong>de</strong>s pièces rotomoulées, <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes ont été découpées dans<br />
les pièces à l’ai<strong>de</strong> d’une perceuse, d’une scie sauteuse, d’une scie à ruban <strong>et</strong> d’une fraiseuse.<br />
Pour chaque pièce, les éprouv<strong>et</strong>tes <strong>de</strong> traction <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité ont été extraites toujours au<br />
même endroit, comme le montrent la Figure 71.<br />
- 93 -
Estelle Pérot<br />
Figure 71 : Emplacement <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité (à gauche) <strong>et</strong> <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes <strong>de</strong> traction (à<br />
droite)<br />
5.2.1.2. Partie expérimentale : quantification <strong>de</strong>s défauts : bulles<br />
La quantification <strong>de</strong>s bulles dans l’épaisseur <strong>de</strong> la pièce a été faite grâce à <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong><br />
<strong>de</strong>nsité. Ces mesures utilisent le principe d’Archimè<strong>de</strong>. Le dispositif utilisé est présenté à la<br />
Figure 72. Après avoir déterminé la masse volumique <strong>de</strong> l’éthanol (ρ0) avec un plongeur<br />
étalon, la masse <strong>de</strong> l’échantillon est mesurée dans l’air (mA) puis dans l’éthanol (mB).<br />
L’Équation 23 perm<strong>et</strong> d’obtenir la masse volumique <strong>de</strong> l’échantillon :<br />
mA<br />
ρs<br />
= . ρ<br />
Équation 23<br />
0<br />
m − m<br />
A<br />
B<br />
Emplacement <strong>de</strong> l’échantillon pour<br />
mesurer sa masse dans l’air<br />
Porte-pierre<br />
Emplacement <strong>de</strong> l’échantillon pour<br />
mesurer sa masse dans l’éthanol<br />
Ethanol<br />
Balance AE240<br />
Figure 72 : Photo <strong>du</strong> dispositif <strong>de</strong> mesure <strong>de</strong>s <strong>de</strong>nsités<br />
- 94 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
5.2.1.3. Partie expérimentale : quantification <strong>de</strong>s défauts : rugosité <strong>et</strong><br />
on<strong>du</strong>lation<br />
Les paramètres <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong> d’on<strong>du</strong>lation ont été déterminés pour les pièces issues <strong>de</strong> la<br />
<strong>de</strong>uxième série d’essais (avec plus <strong>de</strong> défauts).<br />
Les mesures <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong> d’on<strong>du</strong>lation ont été réalisées sur un rugosimètre MAHR Perthen<br />
(unité <strong>de</strong> contrôle S4P, unité <strong>de</strong> palpage PGK, palpeur MFW 250-250, marbre <strong>de</strong> 500 mm x<br />
300 mm). Les conditions d’analyses sont les suivantes :<br />
- Température d'essai : 23,0°C ± 2°C<br />
- Humidité relative : 50 % ± 10 %<br />
- Longueur <strong>de</strong> palpage (LT): 17,5 mm<br />
- Echelle <strong>de</strong>s profils <strong>de</strong> rugosité : Verticale : 50 à 100 µm / div ; Horizontale : 2500 µm / div<br />
Sur les pièces rotomoulées, les paramètres <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong> d’on<strong>du</strong>lation sont mesurés sur la<br />
face interne <strong>de</strong> la boite suivant trois profils, dont l’emplacement est représenté sur la Figure<br />
73. Une moyenne <strong>de</strong>s valeurs obtenues est ensuite calculée.<br />
Profil 3<br />
Profil 2<br />
Profil 1<br />
Figure 73 : Emplacement <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> profils intérieur boîte<br />
La Figure 74 présente un schéma qui définit les principaux paramètres <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong><br />
d’on<strong>du</strong>lation.<br />
Figure 74 : Principaux paramètres <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong> d'on<strong>du</strong>lation<br />
- 95 -
Estelle Pérot<br />
Un exemple <strong>de</strong> profil obtenu est représenté à la Figure 75. Les valeurs mesurées pour ce<br />
matériau (C2b) sont présentées dans le Tableau 14.<br />
100 µm/div<br />
2500 µm/div<br />
Figure 75 : Profil <strong>de</strong> rugosité obtenu pour la plaque C2b (profil 2)<br />
Profil 1 Profil 2 Profil 3 Moyenne<br />
Ra (µm) 5,2 10,9 4,9 7,0 ± 3,6<br />
Rz (µm) 30,4 66,3 42,8 46,5 ± 21,2<br />
Ry (µm) 38,5 131 88,2 85,9 ± 54,7<br />
Rk (µm) 16,1 20,9 11,0 16,0 ± 5,9<br />
R (µm) 10,9 13,2 10,8 11,6 ± 1,4<br />
Rugosité<br />
AR (µm) 174 198 169 180 ± 17<br />
Rmax (µm) 38,0 113 132 94 ± 56<br />
W (µm) 9,6 24,7 14,0 16,1 ± 8,9<br />
On<strong>du</strong>lation<br />
AW (µm) 926 1321 1498 1248 ± 338<br />
Wmax (µm) 101 80,7 82,4 88,0 ± 12,0<br />
Wt (µm) 110 31,8 106 82,6 ± 46,3<br />
Tableau 14 : Détails <strong>de</strong>s résultats <strong>de</strong> mesure <strong>de</strong> rugosité <strong>et</strong> d'on<strong>du</strong>lation obtenus pour C2b.<br />
Afin <strong>de</strong> comparer nos différents matériaux, seuls certains paramètres représentatifs seront<br />
pris en compte :<br />
- Ra : rugosité moyenne (moyenne arithmétique)<br />
- Rz : rugosité moyenne (moyenne sur 5 zones)<br />
- W : profon<strong>de</strong>ur moyenne d’on<strong>du</strong>lation<br />
- 96 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
5.2.1.4. Partie expérimentale : propriétés mécaniques<br />
Des essais <strong>de</strong> traction ont été réalisés pour déterminer les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces<br />
rotomoulées <strong>et</strong> <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes <strong>de</strong> référence injectées. Les paramètres mesurés sont : le<br />
mo<strong>du</strong>le d’Young, la contrainte <strong>et</strong> l’allongement au seuil, la contrainte <strong>et</strong> l’allongement à la<br />
rupture.<br />
Un dynamomètre ZWICK 1455 a été utilisé avec une cellule <strong>de</strong> 10 kN. Les essais ont été<br />
réalisés selon la norme NF EN ISO 527-2. Le principe <strong>de</strong>s essais <strong>de</strong> traction est le suivant :<br />
une éprouv<strong>et</strong>te <strong>de</strong> géométrie définie est maintenue par ses <strong>de</strong>ux extrémités dans <strong>de</strong>s mors ou<br />
mâchoires. L’un <strong>de</strong> ces mors, fixe, est relié au capteur <strong>de</strong> force pour la mesure <strong>de</strong>s efforts ;<br />
l’autre mors, mobile, est relié à un système d’entraînement à vitesse <strong>de</strong> déplacement<br />
constante. Le schéma <strong>de</strong> montage est représenté à la Figure 76.<br />
Mors<br />
Repères<br />
L o<br />
Mors mobile<br />
Vue <strong>de</strong> face<br />
Vue <strong>de</strong> gauche<br />
Figure 76 : Montage <strong>de</strong> l'éprouv<strong>et</strong>te au cours d'un essai <strong>de</strong> traction<br />
Avant <strong>de</strong> réaliser les essais, les éprouv<strong>et</strong>tes sont conditionnées 24 heures à 23°C ± 2°C <strong>et</strong> 50%<br />
± 10% d’humidité relative. Les conditions <strong>de</strong> mesures sont les suivantes :<br />
- Distance entre mors : 115 mm<br />
- Longueur <strong>de</strong> référence Lo : 50 mm<br />
- Vitesse pour la mesure <strong>du</strong> mo<strong>du</strong>le : 1 mm / min (clip on)<br />
- Vitesse pour la mesure <strong>de</strong> <strong>et</strong> allongement : 50 mm / min (extensomètre optique)<br />
5.2.2. Résultats <strong>de</strong> la quantification <strong>de</strong>s défauts<br />
L’analyse <strong>de</strong>s défauts <strong>et</strong> <strong>de</strong>s propriétés <strong>de</strong>s pièces finales a été menée en étudiant l’influence<br />
<strong>de</strong> différents paramètres, tels que la viscosité, la granulométrie <strong>et</strong> la morphologie <strong>de</strong>s<br />
particules.<br />
- 97 -
Estelle Pérot<br />
5.2.2.1. Influence <strong>de</strong> la granulométrie<br />
Pour les trois granulométries (C2a, C2b, C2c), les résultats <strong>de</strong>s essais <strong>de</strong> traction, <strong>de</strong>s mesures<br />
<strong>de</strong> <strong>de</strong>nsités <strong>et</strong> <strong>de</strong> rugosités sont présentés dans le Tableau 15.<br />
Matériau C2a C2b C2c<br />
Granulométrie moyenne µm 300 500 800<br />
Densité éprouv<strong>et</strong>tes injectées kg/m3 907,0 907,0 907,0<br />
Densité pièces rotomoulées kg/m3 902,5 903,4 904,2<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 1310 1310 1310<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction pièces rotomoulées MPa 1450 1510 1640<br />
Contrainte au seuil éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 26,8 26,8 26,8<br />
Contrainte au seuil pièces rotomoulées MPa 22,5 22,7 20,6<br />
Rugosité Ra µm 9,7 7 5,8<br />
Rugosité Rz µm 75,5 46,5 41<br />
On<strong>du</strong>lation W µm 21,2 16,1 13,2<br />
Tableau 15 : Propriétés <strong>de</strong>s pièces finales : influence <strong>de</strong> la granulométrie<br />
L’influence <strong>de</strong> la taille <strong>de</strong>s particules sur les propriétés finales <strong>de</strong>s pièces rotomoulées a été<br />
analysée. D’après les mesures <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsités, nous pouvons conclure que plus la taille moyenne<br />
est élevée, plus la <strong>de</strong>nsité est élevée, donc moins il reste d’air piégé dans la pièce finale. En<br />
eff<strong>et</strong>, même si la cinétique <strong>de</strong> coalescence est plus rapi<strong>de</strong> pour les p<strong>et</strong>ites particules, la<br />
quantité d’air piégé entre ces p<strong>et</strong>ites particules est plus importante comparée au cas <strong>de</strong>s<br />
grosses particules, à masse i<strong>de</strong>ntique. Donc, la <strong>de</strong>nsification est moins rapi<strong>de</strong>. Les premiers<br />
essais <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification ont montré que, plus les particules sont p<strong>et</strong>ites, plus il y a <strong>de</strong> bulles.<br />
D’après les mesures <strong>de</strong> rugosités, nous pouvons conclure que plus la taille moyenne est<br />
élevée, plus les paramètres <strong>de</strong> rugosité (Ry, Ra, Rz) <strong>et</strong> d’on<strong>du</strong>lation (W) sont faibles.Ceci est<br />
dû à une meilleure <strong>de</strong>nsification pour les particules <strong>de</strong> taille moyenne élevée. D’après les<br />
essais <strong>de</strong> traction, plus la taille moyenne est élevée, plus le mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction est élevé. Ceci<br />
est dû à la quantité d’air piégé.<br />
- 98 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
5.2.2.2.Influence <strong>de</strong> la morphologie<br />
Pour les <strong>de</strong>ux formes <strong>de</strong> particules : poudre (C2c) <strong>et</strong> microgranulés (C2d), les résultats <strong>de</strong>s<br />
essais <strong>de</strong> traction, <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsités <strong>et</strong> <strong>de</strong> rugosités sont présentés dans le Tableau 16.<br />
Matériau<br />
C2c C2d<br />
poudre µgranulés<br />
Densité éprouv<strong>et</strong>tes injectées kg/m3 907,0 907,0<br />
Densité pièces rotomoulées kg/m3 904,2 905,8<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 1310 1310<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction pièces rotomoulées MPa 1640 1680<br />
Contrainte au seuil éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 26,8 26,8<br />
Contrainte au seuil pièces rotomoulées MPa 20,6 23,5<br />
Rugosité Ra µm 5,8 3,7<br />
Rugosité Rz µm 41 26,8<br />
On<strong>du</strong>lation W µm 13,2 10,7<br />
Tableau 16 : Propriétés <strong>de</strong>s pièces finales : influence <strong>de</strong> la morphologie <strong>de</strong>s particules<br />
L’influence <strong>de</strong> la forme <strong>de</strong>s particules sur les défauts <strong>de</strong>s pièces finales (bulles, rugosité <strong>et</strong><br />
on<strong>du</strong>lation interne) a été étudiée. Des pièces réalisées avec <strong>de</strong>s microgranulés ont été<br />
comparées avec <strong>de</strong>s pièces faites à base <strong>de</strong> poudre. Nous avons pu constater que l’utilisation<br />
<strong>de</strong> microgranulés engendrait moins <strong>de</strong> bulles que la poudre mais que ces bulles étaient plus<br />
grosses. Cependant, d’après les mesures <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsités, la quantité d’air piégé dans le cas <strong>de</strong> la<br />
poudre est plus élevée que dans le cas <strong>de</strong>s microgranulés. De plus, la surface interne obtenue<br />
avec <strong>de</strong>s microgranulés présente <strong>de</strong>s valeurs <strong>de</strong>s paramètres <strong>de</strong> rugosité (Ry, Ra, Rz) <strong>et</strong><br />
d’on<strong>du</strong>lation (W) beaucoup plus faibles que dans le cas <strong>de</strong> la poudre. Ceci est dû à la<br />
cinétique <strong>de</strong> coalescence plus rapi<strong>de</strong> <strong>de</strong>s microgranulés, qui implique que la quantité d’air<br />
piégé au début <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification soit moins élevée que pour la poudre, d’où une meilleure<br />
<strong>de</strong>nsification pour les microgranulés. Nous pouvons aussi remarquer que le mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong><br />
traction est plus élevé pour les microgranulés que pour la poudre.<br />
- 99 -
Estelle Pérot<br />
5.2.2.3.Influence <strong>de</strong> la viscosité<br />
Pour les trois matériaux (C1, C2 (C2b), C3), les résultats <strong>de</strong>s essais <strong>de</strong> traction, <strong>de</strong>s mesures<br />
<strong>de</strong> <strong>de</strong>nsités <strong>et</strong> <strong>de</strong> rugosités sont présentés dans le Tableau 17.<br />
Matériau C1 C2 C3<br />
Densité éprouv<strong>et</strong>tes injectées kg/m3 903,4 907,0 914,6<br />
Densité pièces rotomoulées kg/m3 881,3 903,4 905,0<br />
Densité pièces rotomoulées /<br />
Densité éprouv<strong>et</strong>tes injectées<br />
0.98 0.99 0.99<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 1340 1310 1480<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction pièces rotomoulées MPa 1850 1510 1580<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction pièces rotomoulées /<br />
Mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction éprouv<strong>et</strong>tes injectées<br />
1.38 1.15 1.07<br />
Contrainte au seuil éprouv<strong>et</strong>tes injectées MPa 27,1 26,8 26,1<br />
Contrainte au seuil pièces rotomoulées MPa 24,6 22,7 21,9<br />
Contrainte au seuil pièces rotomoulées /<br />
Contrainte au seuil éprouv<strong>et</strong>tes injectées<br />
0.91 0.85 0.84<br />
Rugosité Ra µm 5,1 7 3,4<br />
Rugosité Rz µm 32,3 46,5 22,8<br />
On<strong>du</strong>lation W µm 15,3 16,1 10,8<br />
Tableau 17 : Propriétés <strong>de</strong>s pièces finales : influence <strong>de</strong> la viscosité <strong>du</strong> matériau<br />
L’eff<strong>et</strong> <strong>de</strong> la viscosité sur les défauts <strong>de</strong>s pièces a été analysé. En eff<strong>et</strong>, plus la viscosité est<br />
élevée, plus la quantité d’air piégé dans le polymère solidifié est élevée. Ceci peut être<br />
expliqué par le fait que la coalescence est plus lente pour les viscosités élevées, donc les<br />
bulles d’air sont plus aptes à se former. Toutefois, cela n’est vrai que si la distribution<br />
granulométrique <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s particules sont i<strong>de</strong>ntiques pour les différents matériaux.<br />
D’autre part, dans le Tableau 17, les rapports <strong>de</strong>s propriétés <strong>de</strong>s pièces rotomoulées sur celles<br />
<strong>de</strong>s pièces injectées ont été calculés. Leurs résultats montrent que le mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction <strong>de</strong>s<br />
pièces rotomoulées (avec bulles) est plus élevé que celui <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes injectées (dont les<br />
chaînes moléculaires sont orientées dans le sens <strong>de</strong> la traction). La contrainte au seuil est<br />
quant à elle plus faible pour les pièces rotomoulées que pour les pièces injectées. Ce <strong>de</strong>rnier<br />
point peut s’expliquer par la présence <strong>de</strong>s bulles dans les pièces rotomoulées. La supériorité<br />
<strong>du</strong> mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> traction <strong>de</strong>man<strong>de</strong> <strong>de</strong>s analyses plus précises <strong>de</strong>s pièces rotomoulées.<br />
- 100 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
5.2.3. Analyses complémentaires pour comprendre les propriétés<br />
mécaniques<br />
Afin <strong>de</strong> comprendre pourquoi les propriétés <strong>de</strong>s pièces rotomoulées avec bulles sont plus<br />
élevées que les propriétés <strong>de</strong>s éprouv<strong>et</strong>tes injectées, <strong>de</strong>ux types <strong>de</strong> caractérisation ont été<br />
menés. Une analyse DSC a été réalisée afin <strong>de</strong> déterminer le taux <strong>de</strong> cristallinité <strong>de</strong>s pièces<br />
finales. Une analyse rhéologique a été faite pour savoir si les matériaux ne s’étaient pas<br />
dégradés au cours <strong>de</strong> la mise en forme par <strong>rotomoulage</strong>.<br />
5.2.3.1. DSC <strong>de</strong>s pièces finales<br />
Une analyse DSC a été réalisée sur <strong>de</strong>s échantillons issus <strong>de</strong>s pièces finales rotomoulées, ainsi<br />
que sur <strong>de</strong>s morceaux d’éprouv<strong>et</strong>tes injectées.<br />
Les essais DSC sont réalisés avec <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement <strong>de</strong> 10°C/min.<br />
Le Tableau 18 présente les résultats <strong>de</strong> ces DSC. En ce qui concerne les notations dans ce<br />
tableau. Les indices 1 <strong>et</strong> 2, pour Tf, Tc, Hf, Hc <strong>et</strong> xc, correspon<strong>de</strong>nt au premier <strong>et</strong> <strong>de</strong>uxième<br />
passage, respectivement. C2 est équivalent à C2b. s6 <strong>et</strong> s12 correspon<strong>de</strong>nt à <strong>de</strong>s cycles <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong> ayant un temps <strong>de</strong> stabilisation <strong>de</strong> 6 <strong>et</strong> 12 minutes, respectivement.<br />
Tf1 ∆Hf1 Tf2 ∆Hf2 Tc1 ∆Hc1 xc1 xc2<br />
Echantillon (°C) (J/g) (°C) (J/g) (°C) (J/g) (%) (%)<br />
C1 roto s6 171.2 96.43 165.9 90.13 118.7 93.65 45 42<br />
C2 roto s6 168.9 93.99 165.2 91.3 119.1 93.95 44 42<br />
C3 roto s6 169.6 94.22 165.8 89.78 123.6 89.92 44 42<br />
C1 injecté 167.2 86.21 164.3 88.01 118.9 88.95 40 41<br />
C2 injecté 168.7 87.49 164.7 88.48 120.7 89.42 41 41<br />
C3 injecté 166.8 84.38 166 93.37 123.5 95.44 39 43<br />
C1 roto s12 168.2 91 164.6 83.27 118.4 88.05 42 39<br />
C2 roto s12 167.1 93.72 163.5 80.79 119.3 85.19 44 38<br />
C3 roto s12 168.1 95.72 164.7 85.55 124 90.92 44 40<br />
C2a roto s6 168.3 88.89 164.2 79.04 119.5 86.67 41 37<br />
C2c roto s6 168.7 92.69 165.4 83.75 118.9 98.16 43 39<br />
C2d roto s6 168 93.63 164.3 86.85 118.5 89.33 43 40<br />
Tableau 18 : Résultats <strong>de</strong>s analyses DSC sur les pièces rotomoulées <strong>et</strong> sur les éprouv<strong>et</strong>tes injectées<br />
Ces résultats montrent que le taux <strong>de</strong> cristallinité <strong>de</strong>s pièces rotomoulées est légèrement<br />
supérieur à celui <strong>de</strong>s pièces injectées, surtout au premier passage (histoire thermique). Ceci<br />
est dû au fait que le refroidissement se fait à une vitesse beaucoup plus faible en<br />
<strong>rotomoulage</strong> qu’en injection. Une vitesse <strong>de</strong> refroidissement faible laisse le temps à la partie<br />
cristalline <strong>de</strong> croître, donc le taux <strong>de</strong> cristallinité obtenu est plus élevé. Et un taux <strong>de</strong><br />
cristallinité plus élevé pourrait en partie expliquer le fait que les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s<br />
pièces rotomoulées soient supérieures à celles <strong>de</strong>s pièces injectées.<br />
- 101 -
Estelle Pérot<br />
5.2.3.2. Rhéologie <strong>de</strong>s pièces finales<br />
Afin <strong>de</strong> savoir si le matériau <strong>de</strong>s pièces rotomoulées a été dégradé ou non, <strong>de</strong>s essais <strong>de</strong><br />
rhéologie ont été réalisés sur <strong>de</strong>s disques découpés dans les pièces rotomoulées, dans les<br />
éprouv<strong>et</strong>tes injectées <strong>et</strong> dans <strong>de</strong>s disques pressés (en compression à 200°C). Les paramètres<br />
utilisés pour les essais sont les suivants : déformation <strong>de</strong> 5 %, pulsation <strong>de</strong> fréquence qui<br />
varie <strong>de</strong> 100 à 0.1rad/s, température <strong>de</strong> 230°C, entrefer <strong>de</strong> 1mm.<br />
La détermination <strong>de</strong> la viscosité newtonienne <strong>et</strong>a*0 a été faite selon le modèle <strong>de</strong> Carreau-<br />
Yasuda, à 230°C. Les résultats sont donnés dans le Tableau 19.<br />
échantillon <strong>et</strong>a*0 (Pa.s)<br />
C1 roto s6 1845<br />
C1 injecté 1817<br />
C1 disque pressé 1966<br />
C2 roto s6 554<br />
C2 injecté 560<br />
C2 disque pressé 644<br />
C3 roto s6 642<br />
C3 injecté 618<br />
C3 disque pressé 631<br />
Tableau 19 : Résultats <strong>de</strong> la rhéologie sur les pièces finales<br />
Ces résultats montrent que le matériau issu <strong>de</strong>s pièces rotomoulées a gardé quasiment la<br />
même viscosité newtonienne qu’à son état initial. Les valeurs <strong>de</strong>s viscosités restent proches,<br />
que les échantillons soient injectés, rotomoulés ou pressés. Cela montre que les différents<br />
matériaux n’ont pas subi <strong>de</strong> dégradation au cours <strong>du</strong> processus <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Les valeurs<br />
<strong>de</strong>s caractéristiques mécaniques <strong>de</strong>s pièces rotomoulées par rapport à celles <strong>de</strong>s pièces<br />
injectées ne peuvent donc pas être <strong>du</strong>es au phénomène <strong>de</strong> dégradation.<br />
A priori, seul le taux <strong>de</strong> cristallinité plus élevé <strong>de</strong>s pièces rotomoulées nous perm<strong>et</strong>trait <strong>de</strong><br />
justifier les valeurs <strong>de</strong>s caractéristiques mécaniques trouvées.<br />
5.3. Conclusion <strong>de</strong> l’analyse <strong>de</strong>s propriétés <strong>de</strong>s pièces rotomoulées<br />
Les nombreux essais <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> réalisés nous ont permis <strong>de</strong> comprendre <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
quantifier l’influence qu’ont certaines caractéristiques <strong>du</strong> matériau, telles que la viscosité<br />
(liée à la structure), la taille <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s particules, sur les propriétés finales <strong>de</strong>s pièces<br />
rotomoulées.<br />
Nous pouvons conclure <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> que, parmi les trois copolymères utilisés, C2 est le<br />
plus apte à être transformé par le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Pour notre géométrie <strong>de</strong> moule,<br />
ce sont les microgranulés C2d qui ont donné les meilleurs résultats. Les étu<strong>de</strong>s thermiques<br />
réalisées <strong>et</strong> présentées en partie B ont donc été faites sur le matériau C2.<br />
Les propriétés mécaniques élevées <strong>de</strong>s pièces rotomoulées (avec <strong>de</strong>s bulles) restent encore à<br />
expliquer.<br />
Les courbes <strong>de</strong> températures obtenues au cours <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont montré qu’il<br />
existe une corrélation entre les mesures in-situ <strong>et</strong> le suivi <strong>de</strong>s transformations physiques par<br />
calorimétrie. Cependant, une <strong>modélisation</strong> <strong>et</strong> une simulation numérique <strong>de</strong>s échanges<br />
thermiques sont nécessaires pour comprendre <strong>de</strong> manière plus fine les transferts mis en jeu<br />
au cours d’un cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, afin d’optimiser le temps <strong>de</strong> cycle.<br />
- 102 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
6. Conclusion <strong>de</strong> la partie A<br />
Les étu<strong>de</strong>s granulométriques réalisées nous ont permis <strong>de</strong> contrôler les caractéristiques <strong>de</strong> la<br />
poudre données par le fournisseur <strong>et</strong> <strong>de</strong> connaître la distribution granulométrique exacte <strong>de</strong><br />
tous les échantillons. L’analyse <strong>de</strong> forme <strong>de</strong>s particules nous a indiqué que les particules <strong>de</strong>s<br />
échantillons C1, C2b <strong>et</strong> C3 avaient globalement la même forme. Seuls les microgranulés<br />
avaient <strong>de</strong>s facteurs <strong>de</strong> forme différents <strong>de</strong> ceux <strong>de</strong>s poudres. L’analyse au MEB nous a<br />
permis <strong>de</strong> détecter la présence d’un additif dans C3.<br />
Grâce aux étu<strong>de</strong>s d’écoulement <strong>de</strong>s échantillons (coulabilité) à l’état soli<strong>de</strong>, les <strong>de</strong>nsités<br />
apparentes <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les propriétés en écoulement <strong>de</strong> la poudre ont pu être déterminées<br />
en tenant compte <strong>de</strong> la granulométrie <strong>et</strong> <strong>de</strong> la morphologie <strong>de</strong>s grains. Mais c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> a<br />
montré que les techniques usuelles utilisées n’étaient pas discriminantes pour relier les<br />
paramètres <strong>de</strong> cohésion <strong>et</strong> d’écoulement <strong>de</strong> la poudre à la granulométrie <strong>et</strong> au gra<strong>de</strong>. La<br />
caractérisation <strong>de</strong> la poudre doit donc être poursuivie en utilisant une métho<strong>de</strong> mise au<br />
point par le professeur Tassin (ENSIC-Nancy). C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> consiste à solliciter la poudre<br />
en régime dynamique perm<strong>et</strong>tant <strong>de</strong> m<strong>et</strong>tre en exergue la friction entre grains <strong>et</strong> pouvoir<br />
ainsi établir <strong>de</strong>s relations entre le comportement rhéologique <strong>de</strong>s grains, leur morphologie <strong>et</strong><br />
les caractéristiques physico-chimiques <strong>de</strong>s matériaux qui les composent.<br />
Les caractérisations physico-chimiques <strong>et</strong> rhéologiques ont permis d’analyser finement les<br />
propriétés structurales <strong>de</strong> nos matériaux <strong>et</strong> <strong>de</strong> mieux comprendre la relation qui existe entre<br />
la structure <strong>et</strong> les propriétés (distribution <strong>de</strong>s séquences dans le copolymère, masses molaires<br />
moyennes <strong>et</strong> leur polymolécularité, viscosité temps <strong>de</strong> relaxation, <strong>et</strong>c.).<br />
Les analyses par RMN <strong>et</strong> CES nous ont indiqué que les matériaux sont <strong>de</strong>s copolymères<br />
blocs qui ont quasiment la même composition <strong>et</strong> <strong>de</strong>s indices <strong>de</strong> polymolécularité voisins <strong>et</strong><br />
dont seules les masses molaires varient. La microanalyse nous a confirmé la présence d’un<br />
additif <strong>de</strong> type MgO dans le matériau C3, ce qui explique la valeur élevée <strong>de</strong> son MFI. Les<br />
observations faites en DSC, à <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement similaires à celles<br />
<strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> montrent que les paramètres physico-chimiques (ΔHf, ΔHc, xc)<br />
<strong>de</strong>s matériaux étudiés restent inchangés.<br />
Les étu<strong>de</strong>s rhéologiques à l’état fon<strong>du</strong> en régime dynamique, sous air <strong>et</strong> sous azote, ont<br />
permis d’une part d’appréhen<strong>de</strong>r l’aptitu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s matériaux à la transformation par le <strong>procédé</strong><br />
<strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> d’autre part <strong>de</strong> relier leur structure aux propriétés rhéologiques.<br />
En eff<strong>et</strong>, une étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la dégradation <strong>de</strong>s matériaux sous air <strong>et</strong> sous azote nous a permis <strong>de</strong><br />
savoir à partir <strong>de</strong> quel moment <strong>et</strong> <strong>de</strong> quelle température les copolymères se dégradaient.<br />
Ainsi, nous avons pu voir qu’avec un balayage d’azote <strong>et</strong> pour un temps correspondant au<br />
temps <strong>de</strong> chauffe <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>, les matériaux ne se dégradaient quasiment pas.<br />
Une autre étu<strong>de</strong> rhéologique, réalisée à taux <strong>de</strong> déformation constant <strong>et</strong> à pulsation <strong>de</strong> la<br />
fréquence variable, pour différentes températures, nous a permis <strong>de</strong> déterminer, pour<br />
chaque copolymère, certains paramètres pertinents, tels que les temps <strong>de</strong> relaxation en<br />
fonction <strong>de</strong> la température, les viscosités newtoniennes en fonction <strong>de</strong> la température, les<br />
énergies d’activation. Des courbes maîtresses ont ainsi pu être tracées. Elles décrivent<br />
- 103 -
Estelle Pérot<br />
l’évolution <strong>de</strong> la viscosité en fonction <strong>de</strong> la pulsation <strong>de</strong> la fréquence sur une large plage <strong>de</strong><br />
pulsations <strong>de</strong> la fréquence <strong>et</strong> <strong>de</strong> températures. Les résultats expérimentaux sont en parfait<br />
accord avec le modèle <strong>de</strong> Yasuda-Carreau.<br />
Tous les paramètres rhéologiques mesurés expérimentalement nous ont permis <strong>de</strong><br />
déterminer <strong>de</strong>s fonctions numériques qui ont été utilisées dans la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la<br />
coalescence-<strong>de</strong>nsification.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification a permis la mise en œuvre <strong>de</strong> trois méthodologies<br />
expérimentales : pour la détermination <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong> surface à l’état fon<strong>du</strong>, pour la<br />
coalescence <strong>et</strong> pour la <strong>de</strong>nsification.<br />
Pour la mesure expérimentale <strong>de</strong>s énergies <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s copolymères à l’état fon<strong>du</strong>, la<br />
métho<strong>de</strong> <strong>de</strong> la goutte posée nous a permis d’obtenir avec précision les valeurs <strong>de</strong> tension <strong>de</strong><br />
surface <strong>de</strong>s trois copolymères, qui sont conformes à celles trouvées dans la littérature. Pour<br />
chaque polymère, une fonction numérique <strong>de</strong> la tension <strong>de</strong> surface en fonction <strong>de</strong> la<br />
température a été obtenue <strong>et</strong> elle a été utilisée dans le modèle <strong>de</strong> coalescence.<br />
Pour l’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence, un dispositif expérimental que nous avons conçu nous a<br />
permis <strong>de</strong> mesurer la vitesse <strong>de</strong> coalescence <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux particules <strong>de</strong> polymère qui coalescent<br />
puis <strong>de</strong> comparer les résultats expérimentaux avec le modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Les<br />
paramètres que nous avons entrés dans ce modèle sont tous <strong>de</strong>s paramètres mesurés<br />
expérimentalement lors <strong>de</strong> la caractérisation <strong>de</strong>s matériaux. Afin <strong>de</strong> mieux comprendre le<br />
phénomène <strong>de</strong> coalescence, les influences <strong>de</strong> différents facteurs ont été étudiées, tels que la<br />
viscosité <strong>de</strong>s matériaux (à travers la température), la taille <strong>de</strong>s particules, la géométrie <strong>du</strong><br />
système, le préchauffage <strong>et</strong> la forme <strong>de</strong>s particules. Nous sommes arrivés aux conclusions<br />
suivantes : les paramètres les plus importants qui gouvernent la coalescence sont la viscosité<br />
<strong>de</strong>s matériaux (donc la température <strong>et</strong> la structure <strong>du</strong> matériau) <strong>et</strong> la taille <strong>de</strong>s particules <strong>de</strong><br />
poudre. La tension <strong>de</strong> surface <strong>et</strong> le temps <strong>de</strong> relaxation jouent un rôle bien moins important.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsification a montré que la vitesse <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles dans une matrice<br />
polymère dépendait <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux facteurs principaux : la taille initiale <strong>de</strong>s bulles <strong>et</strong> la quantité <strong>de</strong><br />
bulles par unité <strong>de</strong> surface. En eff<strong>et</strong>, plus la bulle est <strong>de</strong> gran<strong>de</strong> taille, plus elle m<strong>et</strong>tra <strong>de</strong><br />
temps à se dissoudre. Il apparaît aussi que plus la quantité <strong>de</strong> bulles sur une même surface<br />
est importante, plus le temps qu’elles vont m<strong>et</strong>tre à se dissoudre sera grand. Cela s’explique<br />
par le fait que le polymère va être saturé en gaz, <strong>et</strong> que la dissolution <strong>de</strong>s bulles va alors être<br />
ralentie. La compréhension <strong>de</strong>s phénomènes <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles est fondamentale, car<br />
ce sont ces bulles rési<strong>du</strong>elles qui diminuent les propriétés mécaniques <strong>de</strong>s pièces. C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong><br />
sert <strong>de</strong> base à un proj<strong>et</strong> à plus long terme mené au sein <strong>du</strong> laboratoire, qui perm<strong>et</strong>tra <strong>de</strong><br />
modéliser le phénomène <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification <strong>et</strong> <strong>de</strong> relier sa cinétique aux gran<strong>de</strong>urs<br />
physico-chimiques <strong>et</strong> rhéologiques. Une thèse spécifiquement dédiée à ce suj<strong>et</strong> a d’ailleurs<br />
commencé au laboratoire.<br />
Par ailleurs, les essais sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont bien permis <strong>de</strong> qualifier différents<br />
défauts : la rugosité interne, les vagues sur la surface interne, les bulles dans l’épaisseur, les<br />
porosités internes <strong>et</strong> les porosités externes. Ces résultats montrent une certaine relation entre<br />
certains défauts (propriétés mécaniques, bulles…) <strong>et</strong> la cinétique <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
- 104 -
Partie A : Relations structure <strong>du</strong> matériau / <strong>procédé</strong> / propriétés finales<br />
<strong>de</strong>nsification. Nous avons conclu <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> que, parmi les trois copolymères utilisés, le<br />
matériau C2 est le plus apte à être transformé par le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, sous la forme<br />
<strong>de</strong> microgranulés C2d (pour notre géométrie <strong>de</strong> moule).<br />
Les courbes <strong>de</strong> températures obtenues au cours <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont montré qu’il<br />
existe une corrélation entre les mesures in-situ <strong>et</strong> le suivi <strong>de</strong>s transformations physiques par<br />
calorimétrie. Cependant, une <strong>modélisation</strong> <strong>et</strong> une simulation numérique <strong>de</strong>s échanges<br />
thermiques sont nécessaires pour comprendre <strong>de</strong> manière plus fine les transferts mis en jeu<br />
au cours d’un cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, afin d’optimiser le temps <strong>de</strong> cycle.<br />
- 105 -
Estelle Pérot<br />
- 106 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Partie B :<br />
Modélisation thermique<br />
<strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
- 107 -
Estelle Pérot<br />
- 108 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
1. Intro<strong>du</strong>ction <strong>de</strong> la partie B<br />
Les connaissances en thermique dans ce type <strong>de</strong> <strong>procédé</strong> sont pour l’essentiel empiriques. Le<br />
<strong>rotomoulage</strong>, bien que simple à m<strong>et</strong>tre en œuvre, est pénalisé par un temps <strong>de</strong> cycle trop<br />
long.<br />
La recherche tente <strong>de</strong>puis les années 70 <strong>de</strong> modéliser les phénomènes <strong>de</strong> transfert thermique<br />
mis en jeu ; ceux-ci constituent la clé <strong>de</strong>s performances <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>et</strong> <strong>de</strong> la qualité <strong>du</strong><br />
pro<strong>du</strong>it. Un modèle thermique suffisamment réaliste perm<strong>et</strong>trait <strong>de</strong> ré<strong>du</strong>ire le temps <strong>de</strong><br />
cycle en adaptant le mo<strong>de</strong> <strong>de</strong> chauffe.<br />
Compte tenu <strong>de</strong> la complexité <strong>de</strong>s échanges thermiques dans le <strong>procédé</strong>, l’un <strong>de</strong>s buts <strong>de</strong> ce<br />
proj<strong>et</strong> est <strong>de</strong> concevoir <strong>et</strong> <strong>de</strong> m<strong>et</strong>tre en place un montage <strong>de</strong> laboratoire simple perm<strong>et</strong>tant<br />
une analyse précise <strong>du</strong> champ <strong>de</strong> température dans le polymère pour une version simplifiée<br />
<strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> : une couche <strong>de</strong> poudre <strong>de</strong> polymère est fon<strong>du</strong>e sur une plaque<br />
<strong>de</strong> métal statique.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s températures au cours <strong>de</strong> la fusion <strong>et</strong> <strong>du</strong> refroidissement perm<strong>et</strong>tra d’affiner un<br />
modèle <strong>de</strong> transfert thermique qui sera ensuite généralisé au <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Afin d’étudier les phénomènes thermiques <strong>et</strong> d’optimiser le cycle <strong>de</strong> pro<strong>du</strong>ction, un<br />
dispositif expérimental simulant <strong>de</strong> manière locale la paroi <strong>du</strong> moule a été mis en place au<br />
Centre <strong>de</strong> thermique <strong>de</strong> Lyon. Il s’agit d’un banc statique, chauffé avec un flux<br />
monodirectionnel perm<strong>et</strong>tant <strong>de</strong> repro<strong>du</strong>ire la montée en température <strong>du</strong> moule. C<strong>et</strong>te<br />
plaque est instrumentée <strong>de</strong> manière à suivre en temps réel l’évolution <strong>de</strong> la température en<br />
son sein <strong>et</strong> dans le polymère placé au-<strong>de</strong>ssus.<br />
L’objectif est <strong>de</strong> construire un modèle thermique simulant ce qui se passe, dans les<br />
conditions <strong>de</strong> notre dispositif expérimental, c'est-à-dire la montée en température <strong>et</strong> la fusion<br />
<strong>de</strong> la poudre <strong>de</strong> polymère posée sur la plaque chauffante, tout en tenant compte <strong>de</strong>s<br />
phénomènes générés par ce changement <strong>de</strong> phase (coalescence, <strong>de</strong>nsification <strong>et</strong> évacuation<br />
d’air). Il faut traiter un problème monodirectionnel, statique qui pourra être comparé aux<br />
résultats expérimentaux.<br />
Lors <strong>de</strong> la fusion <strong>de</strong> la poudre <strong>de</strong> polymère, une gran<strong>de</strong> partie <strong>de</strong> l’air présent initialement<br />
est évacuée. La connaissance précise <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong> la composition <strong>de</strong> notre système<br />
représente un enjeu important. En eff<strong>et</strong>, tout d’abord cela peut perm<strong>et</strong>tre d’améliorer<br />
l’exactitu<strong>de</strong> <strong>du</strong> modèle thermique car les propriétés thermo-physiques <strong>de</strong> la poudre sont<br />
liées à c<strong>et</strong>te variable. De plus, si l’on maîtrise la cinétique d’évacuation <strong>de</strong> l’air, il sera alors<br />
possible <strong>de</strong> prévoir les caractéristiques <strong>du</strong> pro<strong>du</strong>it final en fonction <strong>du</strong> mo<strong>de</strong> chauffage. Cela<br />
représente un aspect décisif dans la compréhension <strong>et</strong> l’optimisation <strong>du</strong> cycle thermique <strong>du</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>.<br />
En parallèle à c<strong>et</strong>te première étu<strong>de</strong> <strong>et</strong> toujours sur le thème <strong>de</strong> la <strong>modélisation</strong> thermique <strong>du</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, un proj<strong>et</strong> a été mené en collaboration avec le Laboratoire <strong>de</strong> Thermocinétique<br />
- 109 -
Estelle Pérot<br />
<strong>de</strong> Nantes. Ce proj<strong>et</strong> a pour objectif <strong>de</strong> décrire le couplage entre les échanges thermiques <strong>et</strong><br />
les changements <strong>de</strong> phase, grâce à l’analyse <strong>de</strong> mesures in-situ, directement sur la<br />
rotomouleuse. Pour cela, les caractéristiques thermiques <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> sa cinétique <strong>de</strong><br />
cristallisation ont été déterminées. Des essais <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont été réalisés en utilisant une<br />
métrologie fine (thermocouples <strong>et</strong> fluxmètre) directement sur le moule, en fonctionnement<br />
normal. Les mesures <strong>de</strong> températures <strong>et</strong> <strong>de</strong> flux ainsi obtenues ont ensuite été analysées. Puis<br />
un modèle numérique simple mais qui tient compte <strong>du</strong> modèle cinétique <strong>et</strong> <strong>de</strong> la résistance<br />
thermique <strong>de</strong> contact à l’interface moule-polymère, a été comparé aux valeurs<br />
expérimentales.<br />
Ce proj<strong>et</strong> participe à la compréhension <strong>de</strong>s phénomènes thermiques qui ont lieu pendant le<br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> m<strong>et</strong> en place un premier modèle thermique pour la phase <strong>de</strong><br />
refroidissement, en m<strong>et</strong>tant en avant les paramètres importants.<br />
2. Etu<strong>de</strong> bibliographique<br />
2.1. Etat <strong>de</strong> l’art sur la <strong>modélisation</strong> thermique <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong><br />
De nombreux modèles thermiques visant à modéliser les transferts thermiques dans le<br />
<strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont été mis en oeuvre ces <strong>de</strong>rnières années. Ils ont pour objectif <strong>de</strong><br />
calculer la température dans la poudre <strong>de</strong> polymère, dans le polymère fon<strong>du</strong> à l’intérieur <strong>du</strong><br />
moule, puis dans le polymère solidifié. Le but est <strong>de</strong> prévoir le temps <strong>de</strong> cycle <strong>et</strong> la puissance<br />
thermique nécessaire à la fusion complète <strong>et</strong> au refroidissement <strong>du</strong> polymère <strong>et</strong> donc<br />
d’optimiser le cycle <strong>de</strong> fabrication.<br />
Le travail <strong>de</strong> Rao <strong>et</strong> <strong>de</strong> Throne [1] [95] en 1972 peut être considéré comme la première<br />
tentative <strong>de</strong> comprendre le mécanisme <strong>de</strong> transfert thermique dans le <strong>rotomoulage</strong>. Dans<br />
leurs articles, un modèle <strong>de</strong> circulation a été choisi pour décrire le transfert thermique vers la<br />
poudre, dans un moule en rotation. Pour décrire la poudre tournant dans le fond <strong>du</strong> moule,<br />
le modèle <strong>de</strong> pénétration <strong>de</strong> Goodman a été employé [96]. La variation <strong>de</strong> la température à la<br />
surface <strong>du</strong> moule a été précé<strong>de</strong>mment déterminée en utilisant un moule vi<strong>de</strong>. Throne [97] a<br />
prouvé plus tard que ces modèles basés sur la circulation (convection, sans con<strong>du</strong>ction) ne<br />
pouvaient pas être vérifiés expérimentalement. Par conséquent, il a développé un nouveau<br />
modèle <strong>de</strong> transfert thermique [97] dans lequel la poudre est supposée être à tout moment en<br />
contact statique avec la surface <strong>du</strong> moule. Les conditions d’adhérence <strong>du</strong> polymère sur le<br />
moule sont ainsi fonction <strong>de</strong> la phase <strong>et</strong> <strong>de</strong> la température. De plus, dans ce modèle, les<br />
transferts thermiques se font c<strong>et</strong>te fois par con<strong>du</strong>ction <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre a<br />
été considérée. Ces hypothèses élémentaires lui ont permis d’améliorer considérablement les<br />
résultats <strong>de</strong> simulations. En eff<strong>et</strong>, en utilisant ce modèle statique, le temps prévu pour la<br />
coalescence-<strong>de</strong>nsification complète s'est avéré être beaucoup plus proche <strong>de</strong>s données<br />
expérimentales que les temps prévus par le modèle <strong>de</strong> circulation. Mais <strong>de</strong>s considérations<br />
trop sommaires pour la <strong>de</strong>nsification lors <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase limitent la réalité<br />
physique <strong>de</strong> son travail.<br />
- 110 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Crawford <strong>et</strong> Nugent [98] ont développé un programme sur ordinateur (le logiciel Rotosim®)<br />
pour simuler le processus <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Le programme a considéré principalement les<br />
problèmes <strong>de</strong> transferts thermiques dans le <strong>procédé</strong>. L'équation <strong>de</strong> con<strong>du</strong>ction <strong>de</strong> la chaleur<br />
a été employée pour calculer la variation <strong>de</strong> température dans le métal, dans la poudre <strong>et</strong><br />
dans le polymère fon<strong>du</strong>. La variation <strong>de</strong>s propriétés matériau avec la température <strong>et</strong> la<br />
<strong>de</strong>nsification qui se pro<strong>du</strong>it quand le polymère change <strong>de</strong> phase, <strong>de</strong> la poudre au polymère<br />
fon<strong>du</strong> puis au soli<strong>de</strong>, a été également incluse. Avec le programme, les eff<strong>et</strong>s <strong>de</strong> la taille <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
la forme <strong>du</strong> moule, le matériau, le rapport <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> rotation, la température <strong>de</strong> four, la<br />
poudre <strong>et</strong> la nature <strong>du</strong> refroidissement peuvent être examinés. Mais à l’heure actuelle,<br />
Rotosim ne donne <strong>de</strong>s résultats satisfaisants que dans certaines hypothèses géométriques<br />
simples. De plus, selon les conditions fixées, le logiciel surestime ou sous estime les temps <strong>de</strong><br />
cycle.<br />
Avec la mesure expérimentale <strong>de</strong> la variation <strong>de</strong> la température pendant le cycle <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, Sun <strong>et</strong> Crawford [5, 6, 99] sont parvenus à une nouvelle compréhension <strong>du</strong><br />
mécanisme <strong>de</strong> transfert thermique pendant le <strong>procédé</strong>, particulièrement dans le lit <strong>de</strong><br />
poudre. Les étu<strong>de</strong>s soigneuses <strong>de</strong>s profils <strong>de</strong> température mesurés ont indiqué que, pendant<br />
le <strong>rotomoulage</strong>, la poudre est non seulement réchauffée par la paroi <strong>du</strong> moule mais<br />
également par l'air chaud à l'intérieur <strong>du</strong> moule. C'est parce que, pendant la pério<strong>de</strong> <strong>de</strong><br />
chauffage, aucune couche <strong>de</strong> plastique n'existe dans le moule <strong>et</strong> la poudre se trouve au fond<br />
<strong>du</strong> moule pour former un lit <strong>de</strong> poudre pendant que le moule tourne. L'air a donc plus<br />
d’opportunités que la poudre pour entrer en contact avec la surface interne chau<strong>de</strong> <strong>du</strong> moule<br />
<strong>et</strong> par conséquent l'air est chauffé plus rapi<strong>de</strong>ment que la poudre. Donc, en plus <strong>de</strong> la<br />
con<strong>du</strong>ction, la convection <strong>de</strong> la chaleur se pro<strong>du</strong>it également à l'intérieur <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre.<br />
Grâce à ce nouvel élément, une analyse plus rigoureuse <strong>de</strong>s transferts thermiques a été<br />
effectuée <strong>et</strong> les profils <strong>de</strong> température prévus ressemblent très bien aux profils mesurés. Le<br />
modèle perm<strong>et</strong> aussi d’explorer les caractéristiques <strong>de</strong> la poudre, le chauffage <strong>et</strong> le<br />
refroidissement interne <strong>et</strong> les conditions <strong>de</strong> mise en œuvre.<br />
Récemment, le modèle <strong>de</strong> circulation <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre a été revisité par Gogos, Olson <strong>et</strong> al. [7,<br />
8, 100, 101]. Ils ont choisi d’utiliser <strong>de</strong>s hypothèses nouvelles pour prévoir l’évolution <strong>de</strong> la<br />
température. Ici, le moule est considéré comme une sphère avec un maillage informatique<br />
centré sur le lit <strong>de</strong> poudre mobile. De plus, le lit <strong>de</strong> poudre est supposé être bien brassé, ce<br />
qui implique que la vitesse <strong>de</strong> la rotation linéaire à la surface <strong>du</strong> moule est relativement<br />
élevée (le moule tourne entre 10 <strong>et</strong> 20 tr/min). La poudre est supposée avoir une température<br />
uniforme. C<strong>et</strong>te poudre se dépose lors <strong>de</strong> la fusion au fur <strong>et</strong> à mesure <strong>de</strong> la montée en<br />
température <strong>du</strong> moule.Le transfert thermique considéré est une con<strong>du</strong>ction<br />
monodirectionnelle dans le polymère fon<strong>du</strong> avec <strong>de</strong>s conditions limites convectives. Il est<br />
mis en parallèle avec un bilan <strong>de</strong> matière pour connaître l’évolution <strong>de</strong> la hauteur <strong>de</strong><br />
plastique fon<strong>du</strong>.On peut ainsi connaître la quantité <strong>de</strong> poudre qui change <strong>de</strong> phase à chaque<br />
instant. Cependant, la simulation numérique <strong>de</strong> ce modèle ne donne pas réellement <strong>de</strong>s<br />
résultats convaincants.<br />
Les travaux plus récemment publiés donnent <strong>de</strong>s résultats plus proches <strong>de</strong> la réalité grâce à<br />
<strong>de</strong>s considérations physiques plus fines.<br />
- 111 -
Estelle Pérot<br />
On peut citer le travail <strong>de</strong> Olson <strong>et</strong> Crawford [102] qui ont simulé par éléments finis (2D)<br />
l’évolution <strong>de</strong> la température dans <strong>de</strong>s moules axisymétriques. Ils ont ainsi pu dé<strong>du</strong>ire le<br />
temps nécessaire à la déposition <strong>de</strong> l’intégralité <strong>de</strong> la poudre.<br />
A.Greco <strong>et</strong> A. Maffezzoli [103] se sont penchés sur la phase <strong>de</strong> refroidissement en utilisant un<br />
modèle pour la cinétique <strong>de</strong> cristallisation <strong>du</strong> polymère. C<strong>et</strong>te approche perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> bien<br />
prendre en compte l’évolution <strong>de</strong>s changements <strong>de</strong> phase pendant les différentes étapes <strong>du</strong><br />
cycle thermique. De plus, les résultats obtenus par simulation sont en accord avec<br />
l’expérimentation.<br />
On peut aussi citer le modèle mis en œuvre par Tcharkhtchi <strong>et</strong> al. [104]. Il s’agit d’une<br />
<strong>modélisation</strong> monodirectionnelle en différences finies qui a la particularité <strong>de</strong> considérer<br />
l’augmentation <strong>de</strong> l’épaisseur <strong>du</strong> polymère fon<strong>du</strong> en contact avec la paroi <strong>du</strong> moule. Les<br />
transferts thermiques considérés sont les suivants : convection entre le four <strong>et</strong> le moule,<br />
con<strong>du</strong>ction dans le moule, transmission à l’interface entre le moule <strong>et</strong> le polymère,<br />
con<strong>du</strong>ction dans la couche <strong>de</strong> polymère (qui évolue au cour <strong>du</strong> temps), convection entre la<br />
couche <strong>de</strong> polymère <strong>et</strong> le mélange air-poudre. Le modèle considère que la couche <strong>de</strong><br />
polymère fon<strong>du</strong> augmente <strong>de</strong> la taille d’un grain lorsque la surface supérieure <strong>de</strong> celle-ci<br />
atteint la température <strong>de</strong> fusion. La température dans le mélange air–poudre est, elle,<br />
considérée comme uniforme. Le modèle utilise comme variable à la fois l’enthalpie <strong>et</strong> la<br />
température pour prendre en compte l’énergie absorbée lors <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase. Ce<br />
travail donne <strong>de</strong>s résultats corrects quant à la simulation <strong>de</strong>s phénomènes mais il reste<br />
purement numérique. En eff<strong>et</strong>, il utilise <strong>de</strong>s constantes thermiques qui n’ont pas <strong>de</strong> réalité<br />
physique. De plus, les phénomènes <strong>de</strong> coalescence dans la poudre lors <strong>de</strong> la fusion ne sont<br />
pas simulés.<br />
Pour <strong>de</strong>s polymères semi-cristallins, les phénomènes d’échanges thermiques au cours <strong>du</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong> sont affectés <strong>de</strong> manière significative par la présence <strong>de</strong>s transitions<br />
endothermique <strong>et</strong> exothermique que sont respectivement la fusion <strong>et</strong> la cristallisation. La<br />
<strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques doit donc prendre en compte ces changements <strong>de</strong><br />
phase. Alors que la fusion dépend principalement d’un équilibre thermodynamique <strong>et</strong> n’est<br />
pas affectée <strong>de</strong> manière importante par une cinétique, la cristallisation d’un polymère est un<br />
processus gouverné par le temps <strong>et</strong> lié à l’histoire thermique <strong>du</strong> matériau. Donc, une<br />
<strong>modélisation</strong> précise <strong>de</strong>s échanges thermiques au cours <strong>de</strong> la phase <strong>de</strong> refroidissement<br />
implique la <strong>de</strong>scription d’une part <strong>de</strong> la cinétique <strong>de</strong> la source <strong>de</strong> chaleur pro<strong>du</strong>ite pendant<br />
la solidification, d’autre part <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong>s propriétés thermiques <strong>du</strong>e à la cristallisation,<br />
<strong>et</strong> aussi <strong>de</strong> la dépendance potentielle <strong>de</strong>s conditions aux limites par rapport au phénomène<br />
<strong>de</strong> cristallisation (par exemple, création d’une résistance thermique <strong>de</strong> contact dans le cas<br />
d’une solidification sur la paroi d’un moule métallique) [105].<br />
Par ailleurs, les mesures expérimentales sur <strong>de</strong>s systèmes rotatifs sont difficiles à m<strong>et</strong>tre en<br />
place <strong>et</strong> la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> ces systèmes est très complexe <strong>et</strong> quasi inexistante.<br />
- 112 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2.2. Transferts thermiques au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s transferts thermiques, leur compréhension <strong>et</strong> leur <strong>modélisation</strong> perm<strong>et</strong>tra <strong>de</strong><br />
simuler le cycle thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>, en tenant compte <strong>de</strong>s changements <strong>de</strong> phases <strong>et</strong><br />
<strong>du</strong> milieu hétérogène « poudre – air - polymère fon<strong>du</strong> » mis en rotation au cours <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>.<br />
Le cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> pourra alors être optimisé. Le cycle <strong>de</strong> températures généralement<br />
observé pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> a déjà été présenté dans la partie précé<strong>de</strong>nte.<br />
2.2.1. Concepts <strong>de</strong> transferts thermiques appliqués au <strong>rotomoulage</strong><br />
Trois types <strong>de</strong> transferts thermiques ont lieu au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong> : la con<strong>du</strong>ction, la<br />
convection <strong>et</strong> le rayonnement. Dans les considérations thermiques suivantes, la radiation<br />
sera négligée.<br />
On peut distinguer différents transferts <strong>de</strong> chaleur entre différents systèmes (Figure 77):<br />
four moule polymère<br />
fon<strong>du</strong><br />
+ soli<strong>de</strong><br />
air + poudre<br />
Figure 77 : Schéma <strong>de</strong>s transferts <strong>de</strong> chaleur<br />
1. entre l’air <strong>du</strong> four <strong>et</strong> la surface métallique <strong>du</strong> moule.<br />
2. dans le moule.<br />
3. à l’interface entre le moule <strong>et</strong> le polymère.<br />
4. dans la couche <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> (dont l’épaisseur varie au cours <strong>du</strong> temps).<br />
5. entre la couche <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> <strong>et</strong> le mélange « air - poudre <strong>de</strong> polymère » intérieur<br />
(qui évolue aussi au cours <strong>du</strong> temps).<br />
2.2.2. Transferts thermiques dans le four<br />
Si le four fonctionne à air chaud, le taux <strong>de</strong> chaleur qui vient s’ajouter au système moulepolymère<br />
est défini par le flux <strong>de</strong> chaleur q :<br />
q= h Tfour<br />
− Tsurface moule<br />
Équation 24<br />
( )<br />
avec h : coefficient <strong>de</strong> transfert hydrodynamique (ici, <strong>de</strong> l’air chaud)<br />
De c<strong>et</strong>te Équation 24, on peut voir que la force motrice thermique est la différence <strong>de</strong><br />
température entre le four (Tfour) <strong>et</strong> le système moule polymère (Tsurface moule).<br />
- 113 -
Estelle Pérot<br />
2.2.3. Le chauffage <strong>du</strong> moule<br />
Les moules <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> sont traditionnellement relativement fins <strong>et</strong> d’un métal à haute<br />
con<strong>du</strong>ctivité thermique. En général, le moule absorbe plus d’énergie que le plastique.<br />
Comme le moule est chauffé dans un environnement qui a une température quasi constante,<br />
son taux <strong>de</strong> chaleur n’est presque pas perturbé par la faible quantité <strong>de</strong> chaleur apportée par<br />
le recouvrement <strong>de</strong> la surface interne par le polymère fon<strong>du</strong>, la <strong>de</strong>nsification ou l’air à<br />
l’intérieur <strong>du</strong> moule. Par conséquent, le moule a une réponse typique <strong>du</strong> premier ordre à<br />
l’échelon <strong>de</strong> température <strong>du</strong> milieu environnant (four).<br />
L’équation <strong>de</strong> con<strong>du</strong>ction dans le moule (Équation 25) s’écrit, par unité <strong>de</strong> surface :<br />
ρ<br />
m<br />
c<br />
p,<br />
m<br />
L dT dt = h( T<br />
four<br />
− T )<br />
Équation 25<br />
avec<br />
ρm : <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> matériau <strong>du</strong> moule<br />
cp,m : capacité calorifique <strong>du</strong> matériau <strong>du</strong> moule<br />
L : épaisseur <strong>du</strong> moule<br />
T : température instantanée<br />
t : temps<br />
h : coefficient hydrodynamique (convection)<br />
Tfour : température <strong>du</strong> milieu environnant<br />
Si la température initiale <strong>du</strong> moule est T0, la température instantanée <strong>du</strong> moule est donnée<br />
par l’Équation 26 :<br />
T<br />
four<br />
− T ⎡ ht ⎤ ⎡ hα<br />
⎤<br />
= ⎢ − ⎥ = ⎢ −<br />
m<br />
t<br />
exp<br />
exp<br />
Équation 26<br />
⎥<br />
T<br />
four<br />
− T0<br />
⎢⎣<br />
ρ<br />
m<br />
c<br />
p,<br />
m<br />
L⎥⎦<br />
⎣ km<br />
L ⎦<br />
avec αm = km/ρmcp,m : diffusivité thermique <strong>du</strong> matériau <strong>du</strong> moule<br />
km : con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> matériau <strong>du</strong> moule<br />
Ce modèle suppose que l’échange par pure con<strong>du</strong>ction est unidirectionnel (suivant<br />
l’épaisseur) <strong>et</strong> que le coefficient <strong>de</strong> transfert thermique est le même <strong>de</strong>s <strong>de</strong>ux cotés <strong>de</strong> la paroi<br />
<strong>du</strong> moule. En réalité, il y a un écart <strong>de</strong> température entre la surface externe <strong>et</strong> la surface<br />
interne <strong>du</strong> moule. Le temps (tint) pour lequel la température <strong>de</strong> la surface interne <strong>du</strong> moule<br />
(Tint) atteint la température externe initiale <strong>du</strong> moule (Text,0) est donné approximativement<br />
par l’Équation 27:<br />
L²<br />
tint ≈ 0,0156<br />
Équation 27<br />
α<br />
m<br />
En général, tint est <strong>de</strong> moins d’une secon<strong>de</strong>.<br />
2.2.4. Le chauffage <strong>de</strong> la poudre dans le moule<br />
Il existe <strong>de</strong>ux approches <strong>de</strong>s transferts <strong>de</strong> chaleur dans le lit <strong>de</strong> poudre. L’une considère que<br />
le lit <strong>de</strong> poudre est un système continu qui doit être chauffé ; l’autre considère que les<br />
particules unitaires <strong>de</strong> poudre doivent être chauffées.<br />
- 114 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2.2.4.1. Chauffage <strong>de</strong>s particules unitaires :<br />
Le gradient <strong>de</strong> température à travers une particule peut être étudié en se basant sur la<br />
con<strong>du</strong>ction thermique dans un soli<strong>de</strong> sphérique ou cubique. Pour une sphère <strong>de</strong> rayon R,<br />
l’équation est la suivante (Équation 28) :<br />
∂T<br />
⎛ ∂²<br />
T 2 ∂T<br />
⎞<br />
= α ⎜ + ⎟<br />
Équation 28<br />
p<br />
∂t<br />
⎝ ∂r²<br />
r ∂r<br />
⎠<br />
avec<br />
αp = kp/ρpcp,p : diffusivité thermique <strong>du</strong> polymère<br />
kp : con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> polymère<br />
cp,p : capacité calorifique <strong>du</strong> polymère<br />
ρp : <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère<br />
T r, t = 0 = T<br />
La température initiale est donnée par : ( )<br />
0<br />
Même si la particule est en contact avec la paroi <strong>du</strong> moule ou avec une autre particule, la<br />
surface <strong>de</strong> contact est p<strong>et</strong>ite par rapport à la surface totale <strong>de</strong> la particule. Par conséquent,<br />
l’apport d’énergie est probablement mieux déterminé par la convection avec l’air interne <strong>du</strong><br />
moule suivant l’Équation 29 :<br />
∂T<br />
− k<br />
p r R<br />
= h( Tair<br />
− T )<br />
Équation 29<br />
=<br />
∂r<br />
avec<br />
Tair : température <strong>de</strong> l’air interne <strong>du</strong> moule<br />
h : coefficient hydrodynamique (ici, <strong>de</strong> l’air au repos)<br />
La dépendance au temps est donnée par le nombre <strong>de</strong> Fourier : Fo = α t R²<br />
Comme le rayon <strong>de</strong> la particule est p<strong>et</strong>it, le nombre <strong>de</strong> Fourier a tendance à être grand,<br />
même pour <strong>de</strong>s temps courts. Par conséquent, une approche plus appropriée pour l’apport<br />
d’énergie à une particule se base sur un modèle plus simple, semblable aux transferts <strong>de</strong><br />
chaleur dans le moule (Équation 30) :<br />
ρ<br />
p<br />
c<br />
p,<br />
p<br />
V dT dt = h A( Tair<br />
− T )<br />
Équation 30<br />
avec<br />
V : volume <strong>de</strong> la particule<br />
A : surface <strong>de</strong> la particule<br />
2.2.4.2. Chauffage <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre dans le moule :<br />
L’approche standard est <strong>de</strong> considérer que le lit <strong>de</strong> poudre se comporte soit en régime<br />
permanent circulatoire, soit en régime permanent statique. Pour ces modèles, l’énergie est<br />
transférée au lit <strong>de</strong> poudre par con<strong>du</strong>ction venant <strong>de</strong> la surface <strong>du</strong> moule.<br />
La con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>de</strong> la poudre, k, est liée à la con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> polymère<br />
utilisé, kp, par l’équation <strong>de</strong> Lewis-Nielsen (Équation 31) :<br />
- 115 -
Estelle Pérot<br />
k<br />
ka<br />
+ ABφ<br />
= 1 Équation 31<br />
Bθφ<br />
où A = k E<br />
−1<br />
k<br />
p<br />
ka<br />
−1<br />
B =<br />
k k + A<br />
p<br />
a<br />
(1 − P)<br />
φ<br />
θ = 1+<br />
P²<br />
où kE est le coefficient d’Einstein, avec une valeur typique <strong>de</strong> 2,5 pour une particule<br />
quasi-sphérique <strong>et</strong> un remplissage en vrac,<br />
ka est la con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>de</strong> l’air,<br />
P est la fraction <strong>de</strong> tassement,<br />
θ est la fraction volumique <strong>de</strong> polymère dans la poudre (= ρ/ρp),<br />
ρ est la <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> la poudre en vrac,<br />
ρp est la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère soli<strong>de</strong>.<br />
En général, la con<strong>du</strong>ctivité thermique d’une poudre qui n’a pas été tassée atteint 20 à 50 % <strong>de</strong><br />
celle <strong>du</strong> polymère.<br />
La capacité calorifique <strong>de</strong> la poudre, cp est donnée par l’Équation 32 :<br />
= ( 1− φ ) c + φ c<br />
c<br />
p<br />
p,<br />
a p,<br />
p<br />
avec<br />
Équation 32<br />
cp,a <strong>et</strong> cp,p : capacités calorifiques <strong>de</strong> l’air <strong>et</strong> <strong>du</strong> polymère, respectivement<br />
La diffusivité thermique d’une poudre <strong>de</strong> polymère est donnée comme étant le rapport <strong>de</strong> la<br />
con<strong>du</strong>ctivité thermique sur la <strong>de</strong>nsité fois la capacité calorifique :<br />
α = k ρ c p<br />
Comme première approximation dans la <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, la<br />
diffusivité thermique <strong>de</strong> la poudre peut être considérée comme faiblement dépendante <strong>de</strong> la<br />
<strong>de</strong>nsité apparente <strong>de</strong> la poudre. En eff<strong>et</strong>, dans son calcul interviennent <strong>de</strong>ux lois <strong>de</strong>s<br />
mélanges. De plus la diffusivité <strong>du</strong> polymère est beaucoup plus élevée que celle <strong>de</strong> l’air.<br />
Donc la variation <strong>de</strong> la proportion d’air contenu dans la poudre n’a que peu d’influence sur<br />
la diffusivité globale, qui reste égale à la diffusivité <strong>du</strong> polymère.<br />
2.3. Modèles thermiques existants<br />
Plusieurs modèles <strong>de</strong> transferts thermiques ont été utilisés, nous citerons les principaux<br />
types <strong>de</strong> modèles thermiques.<br />
2.3.1. Modélisation utilisant la température<br />
Pour simuler un changement <strong>de</strong> phase numériquement, plusieurs modèles <strong>de</strong> différences<br />
finies ont été développés dans la littérature. Certains modèles ne font intervenir que la<br />
température comme seule variable.<br />
- 116 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Le modèle proposé par Necati Ozisik [106] propose <strong>de</strong> suivre, au cours <strong>de</strong> la simulation,<br />
l’évolution <strong>de</strong> l’interface soli<strong>de</strong> liqui<strong>de</strong> s(x) (Figure 78).<br />
T<br />
soli<strong>de</strong><br />
liqui<strong>de</strong><br />
Tl(x,t)<br />
Ts(x,t)<br />
Tfus<br />
To<br />
s(t)<br />
x<br />
Figure 78 : Profil <strong>de</strong> température dans un système bi phasique<br />
On suit la température Ts (x,t) dans la phase soli<strong>de</strong> <strong>et</strong> Tl (x,t) dans le liqui<strong>de</strong> (Tfus est la<br />
température <strong>de</strong> fusion). Pour connaître l’évolution <strong>de</strong> ces températures on considère un<br />
transfert par con<strong>du</strong>ction dans chaque phase.<br />
dT ²<br />
s( xt , ) 1 dTs( xt , )<br />
= pour 0
Estelle Pérot<br />
La résolution <strong>de</strong> ce système entraîne <strong>de</strong>s problèmes <strong>de</strong> non linéarité, ce qui rend les<br />
résolutions numériques rapi<strong>de</strong>ment très complexes. On r<strong>et</strong>rouve ce type <strong>de</strong> modèle dans les<br />
travaux <strong>de</strong> Crawford [6] concernant le <strong>rotomoulage</strong>.<br />
2.3.2. Modèle enthalpique<br />
D’autres modèles sont plus appropriés au changement <strong>de</strong> phases. Ce sont les métho<strong>de</strong>s<br />
enthalpiques [106, 107]. L’utilisation <strong>de</strong> la variable enthalpie perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> simplifier<br />
gran<strong>de</strong>ment les simulations en thermique. Ainsi, Necati Ozisik propose une métho<strong>de</strong><br />
enthalpique implicite bien plus simple à m<strong>et</strong>tre en œuvre. L’avantage <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te approche est<br />
d’utiliser une seule équation d’énergie dans les <strong>de</strong>ux phases. On peut s’affranchir ainsi <strong>de</strong><br />
calculer l’évolution <strong>du</strong> front <strong>de</strong> fusion. C’est ce type <strong>de</strong> modèle qui sera mis en oeuvre dans<br />
ce proj<strong>et</strong>, il sera donc explicité plus en détail par la suite.<br />
2.3.3. Modèle à chaleur spécifique variable<br />
D’autres <strong>modélisation</strong>s utilisant la capacité calorifique apparente sont aussi utilisés [108].<br />
Dans ce cas, l’équation régissant les phénomènes est pour un volume <strong>de</strong> contrôle V (T)<br />
donné :<br />
ρ dT dT<br />
( TC )<br />
eff<br />
( TVT ) ( ) ks<br />
VTg ( )<br />
dt<br />
=− dx<br />
+ Équation 36<br />
avec<br />
g : flux thermique arrivant sur le volume <strong>de</strong> contrôle<br />
V (T) : volume <strong>de</strong> contrôle dépendant <strong>de</strong> la température<br />
ks : con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong> soli<strong>de</strong><br />
Ceff : la chaleur spécifique apparente<br />
Ainsi les phénomènes thermiques liés aux changements <strong>de</strong> phase sont pris en compte dans la<br />
loi d’évolution <strong>de</strong> Ceff (T). C<strong>et</strong>te métho<strong>de</strong> est très intéressante car facile à m<strong>et</strong>tre en œuvre<br />
numériquement. Mais elle nécessite <strong>de</strong> déterminer précisément la variation <strong>de</strong> Ceff ce qui<br />
peut se révéler complexe.<br />
2.4. Modèles <strong>de</strong> cinétique <strong>de</strong> cristallisation<br />
La cristallisation d’un polymère semi-cristallin se décompose en plusieurs étapes : une étape<br />
<strong>de</strong> germination au cours <strong>de</strong> laquelle les germes cristallins sont formés, puis une étape <strong>de</strong><br />
croissance cristalline pendant laquelle les cristaux se développent à partir <strong>de</strong>s germes, enfin<br />
une éventuelle étape <strong>de</strong> cristallisation secondaire pendant laquelle les entités cristallines déjà<br />
formées se perfectionnent.<br />
Les théories cinétiques dites globales perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> décrire l’évolution <strong>de</strong> la fraction <strong>de</strong><br />
polymère transformé en entités semi-cristallines en fonction <strong>du</strong> temps dans le cas <strong>de</strong>s<br />
- 118 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
cristallisations isothermes, <strong>et</strong> en fonction <strong>de</strong> la température dans le cas <strong>de</strong>s cristallisations<br />
anisothermes.<br />
Ces théories supposent que les germes potentiels sont répartis uniformément dans le volume<br />
<strong>de</strong> l’échantillon qui est lui même considéré constant. De plus, les germes potentiels ne<br />
peuvent disparaître que par activation ou absorption par une entité semi-cristalline en<br />
croissance. Enfin, la géométrie <strong>de</strong>s entités cristallines est imposée : sphères dans un<br />
échantillon à 3 dimensions, disques dans un échantillon plan ou à trois dimensions, <strong>et</strong><br />
bâtonn<strong>et</strong>s dans un échantillon linéaire, plan ou a trois dimensions. Ces théories perm<strong>et</strong>tent<br />
<strong>de</strong> calculer le volume <strong>de</strong> l’échantillon transformé. Le taux <strong>de</strong> transformation α est le rapport<br />
entre le volume transformé <strong>et</strong> le volume total <strong>de</strong> l’échantillon (Équation 37).<br />
Vtransformé<br />
α = Équation 37<br />
V<br />
total<br />
Il s’écrit (Équation 38) :<br />
α = 1−exp ( −Et<br />
( ))<br />
Équation 38<br />
où E(t) est le nombre moyen d’entités semi-cristallines ayant atteint un point quelconque <strong>du</strong><br />
volume entre les instants 0 <strong>et</strong> t.<br />
A la fin <strong>de</strong> la cristallisation, α atteint la valeur <strong>de</strong> 1 alors que l’échantillon est semi-cristallin.<br />
Le taux <strong>de</strong> cristallinité absolu est obtenu en multipliant α par le taux <strong>de</strong> cristallinité maximal<br />
X∞ (<strong>de</strong> l’ordre <strong>de</strong> 40 % dans le cas d’un copolymère PP-PE) :<br />
X<br />
C<br />
(, tT) = X∞. α(, tT)<br />
Équation 39<br />
2.4.1. Cas isotherme : théorie d’Avrami<br />
La théorie d’Avrami-Evans décrit les cristallisations isothermes [109-112]. En plus <strong>de</strong>s<br />
hypothèses communes à toutes les théories cinétiques «globales», la théorie d’Avrami-Evans<br />
fait l’hypothèse supplémentaire que la fréquence d’activation <strong>de</strong>s germes q <strong>et</strong> la vitesse <strong>de</strong><br />
croissance <strong>de</strong>s entités semi-cristallines G sont constantes.<br />
Deux cas extrêmes <strong>de</strong> germination peuvent être distingués. La germination instantanée pour<br />
laquelle on peut considérer que q est très élevée <strong>et</strong> que tous les germes commencent à grossir<br />
dès l’instant initial. Et la germination sporadique pour laquelle q est faible <strong>et</strong> les germes<br />
commencent à grossir tout au long <strong>de</strong> la cristallisation.<br />
D’une façon générale, le taux <strong>de</strong> transformation volumique s’écrit sous la forme (Équation<br />
40) :<br />
( Avrami )<br />
α () t = 1−exp −k ( T). t<br />
n<br />
Équation 40<br />
où n est l’exposant d’Avrami qui dépend <strong>de</strong>s caractéristiques géométriques <strong>de</strong> la croissance<br />
<strong>et</strong> Kavrami est la constante d’Avrami qui dépend <strong>de</strong> façon complexe <strong>de</strong> la température, <strong>de</strong> la<br />
géométrie <strong>et</strong> <strong>de</strong> la concentration <strong>de</strong>s germes. Ces <strong>de</strong>ux constantes dépen<strong>de</strong>nt aussi <strong>du</strong> type<br />
<strong>de</strong> germination.<br />
- 119 -
Estelle Pérot<br />
Dans le cas d’une germination spontanée en 3 dimensions, n=3 <strong>et</strong> la constante<br />
4<br />
3<br />
kAvrami<br />
= ( π N0G<br />
).<br />
3<br />
Si le mécanisme <strong>de</strong> cristallisation suit bien la loi d’Avrami (Équation 40), en traçant ln[-ln(1-<br />
α)] en fonction <strong>de</strong> ln(t) on doit obtenir, pour chaque température, <strong>de</strong>s droites <strong>de</strong> pentes n <strong>et</strong><br />
d’ordonnée à l’origine Kavrami (T).<br />
2.4.2. Cas <strong>de</strong>s refroidissements à vitesse constante : théorie<br />
d’Ozawa<br />
La théorie d’Ozawa décrit les cristallisations où la vitesse <strong>de</strong> refroidissement est constante<br />
[113]. Puisque la température varie, la vitesse <strong>de</strong> croissance G <strong>de</strong>s entités cristallines, ainsi<br />
que la fréquence d’activation q ne peuvent plus être considérés comme constantes. Par<br />
contre, la théorie d’Ozawa fait l’hypothèse que G <strong>et</strong> q varient <strong>de</strong> la même façon avec la<br />
température. C’est l’hypothèse isocinétique qui se tra<strong>du</strong>it par l’Équation 41 :<br />
G q = constante<br />
Équation 41<br />
Dans le cas général, le modèle d’Ozawa s’écrit (Équation 42) :<br />
⎛ k ⎞<br />
Ozawa<br />
α( T ) = 1−exp −<br />
⎜ n<br />
V ⎟<br />
⎝ ref ⎠<br />
Équation 42<br />
où kOzawa est la constante <strong>de</strong> vitesse d’Ozawa <strong>et</strong> Vref la vitesse <strong>de</strong> refroidissement.<br />
Notons que, comme pour la théorie d’Avrami, les hypothèses <strong>de</strong> la théorie d’Ozawa ne sont<br />
pas toujours vérifiées expérimentalement. Ozawa considère aussi que le taux <strong>de</strong><br />
cristallisation <strong>du</strong> polymère est maximal en fin d’expérience quelque soit la vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement. Or, ceci n’est pas vrai à <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> refroidissement très élevées. Si on<br />
effectue par exemple une trempe en plongeant un polymère dans l’eau froi<strong>de</strong>, on obtiendra<br />
un matériau quasiment amorphe.<br />
Si le modèle d’Ozawa décrivait correctement le processus <strong>de</strong> cristallisation, alors le tracé <strong>de</strong><br />
ln[-ln(1-α)] en fonction <strong>de</strong> log(Vref) <strong>de</strong>vrait être une série <strong>de</strong> lignes parallèles <strong>de</strong> pente n <strong>et</strong><br />
d’ordonnée à l’origine kOzawa (T).<br />
- 120 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2.4.3. Cas <strong>de</strong>s refroidissements à vitesse quelconque : théorie <strong>de</strong><br />
Nakamura<br />
La théorie <strong>de</strong> Nakamura décrit les cristallisations dans le cas où la vitesse <strong>de</strong> refroidissement<br />
est quelconque [114, 115]. Son expression s’écrit (Équation 43) :<br />
n<br />
⎡ t<br />
⎛<br />
⎞ ⎤<br />
Équation 43<br />
α = 1−exp ⎢−⎜∫<br />
kNakamura( T)<br />
dt⎟<br />
⎥<br />
⎢ ⎝ 0<br />
⎣<br />
⎠ ⎥<br />
⎦<br />
où kNakamura est la constante <strong>de</strong> vitesse <strong>de</strong> Nakamura, qui dépend <strong>de</strong> la température <strong>et</strong> <strong>du</strong><br />
temps <strong>et</strong> n est le coefficient d’Avrami.<br />
Il existe <strong>de</strong>s liens mathématiques entre les diférentes constantes <strong>de</strong> vitesses <strong>de</strong>s théories<br />
cinétiques globales. Hieber [116] a montré que kNakamura peut être calculé à partir <strong>de</strong><br />
kAvrami avec l’Équation 44 :<br />
1<br />
k ( T) = k ( T) n<br />
Équation 44<br />
Nakamura<br />
Avrami<br />
En différenciant les équations précé<strong>de</strong>ntes, Patel <strong>et</strong> Sprueill [117] ont obtenu l’équation<br />
simplifiée suivante (Équation 45) :<br />
1<br />
∂α<br />
1 n<br />
1<br />
nk . ( ) .( 1 ).( ln( 1<br />
n<br />
Avrami<br />
T α α)<br />
)<br />
⎛ ⎜ −<br />
⎞<br />
⎟<br />
= − − − ⎝ ⎠<br />
Équation 45<br />
∂t<br />
( )<br />
( ) ( )<br />
1<br />
⎜1<br />
− ⎟<br />
⎝ ⎠<br />
⎛ ⎞<br />
= nk . ( T). 1 −α . −ln 1−<br />
α<br />
n<br />
Nakamura<br />
Il est donc possible d’i<strong>de</strong>ntifier une cinétique <strong>de</strong> cristallisation en utilisant la DSC pour le<br />
suivi <strong>de</strong> cristallisations isothermes ou <strong>de</strong> cristallisations à vitesse <strong>de</strong> refroidissement<br />
constante, <strong>et</strong> <strong>de</strong> définir un modèle valable quelque soit le mo<strong>de</strong> <strong>de</strong> refroidissement imposé<br />
au matériau.<br />
Dans le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, le cisaillement est négligeable. L’utilisation <strong>de</strong> modèles <strong>de</strong><br />
cinétique <strong>de</strong> cristallisation simples, basés sur les théories présentées ci-<strong>de</strong>ssus, suffira pour la<br />
prise en compte <strong>de</strong> l’eff<strong>et</strong> <strong>de</strong> la cristallisation sur les échanges thermiques dans ce <strong>procédé</strong>.<br />
- 121 -
Estelle Pérot<br />
3. Etu<strong>de</strong> <strong>et</strong> <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la fusion d’un lit <strong>de</strong> poudre sur<br />
une plaque statique instrumentée (CETHIL)<br />
3.1. Etu<strong>de</strong> préliminaire <strong>et</strong> conception <strong>du</strong> dispositif expérimental<br />
Pour comprendre les transferts thermiques se pro<strong>du</strong>isant dans le moule nous avons décidé<br />
d’étudier les phénomènes <strong>de</strong> manière locale <strong>et</strong> <strong>de</strong> négliger dans un premier temps le<br />
comportement dynamique <strong>du</strong> moule.<br />
Pour cela un dispositif expérimental a été dimensionné <strong>et</strong> mis en œuvre [118]. Il consiste en<br />
une plaque plane statique sur laquelle est déposée un lit <strong>de</strong> poudre <strong>de</strong> polymère. La plaque<br />
est chauffée par <strong>de</strong>s résistances thermiques qui créent un flux monodirectionnel. Le dispositif<br />
est instrumenté pour suivre l’évolution <strong>de</strong> la température dans la plaque <strong>et</strong> dans la poudre.<br />
Le fait que la plaque soit plane est une hypothèse réaliste si l’on considère que le rayon <strong>de</strong><br />
courbure <strong>du</strong> moule est grand <strong>de</strong>vant son épaisseur. De même la symétrie <strong>du</strong> moule justifie<br />
que l’on considère un flux monodirectionnel. Cependant la condition limite supérieure est<br />
un phénomène <strong>de</strong> convection à l’air libre <strong>du</strong> polymère. Le système est ouvert, alors que le<br />
moule réel est toujours fermé.<br />
Pour dimensionner la dispositif, il a été choisi <strong>de</strong> procé<strong>de</strong>r à <strong>de</strong>s simulations sous Femlab<br />
[118]. L’objectif était <strong>de</strong> dimensionner les éléments <strong>de</strong> la plaque (choix <strong>de</strong>s cartouches, <strong>de</strong>s<br />
matériaux, <strong>de</strong> l’isolant) pour obtenir un dispositif parcouru par un flux thermique<br />
monodirectionnel vertical. En tenant compte <strong>de</strong>s résultats <strong>de</strong> ces simulations, nous avons<br />
choisi d’utiliser quatre cartouches chauffantes, <strong>et</strong> <strong>de</strong> créer une ail<strong>et</strong>te d’isolant proche <strong>de</strong>s<br />
bords <strong>du</strong> système. De plus, la plaque est entourée par une couche d’isolant pour limiter les<br />
pertes thermiques latérales. Dans ces conditions le dispositif expérimental fournit les<br />
résultats atten<strong>du</strong>s (création d’un flux thermique monodirectionnel vertical).<br />
Quatre thermocouples gainés (TC1, TC2, TC3, TC4) sont placés au sein <strong>de</strong> la plaque pour<br />
suivre l’évolution <strong>de</strong> la température dans la plaque. Leur positionnement est représenté sur<br />
la Figure 79. Une métho<strong>de</strong> inverse est utilisée pour calculer la température <strong>et</strong> le flux à la<br />
surface. C<strong>et</strong>te température sera ensuite utilisée comme condition limite dans la simulation<br />
numérique.<br />
6mm<br />
6mm<br />
6mm<br />
6mm<br />
Zone indirecte<br />
Zone directe<br />
TC1<br />
TC2<br />
TC3<br />
TC4<br />
plaque<br />
Figure 79 : Position <strong>de</strong>s thermocouples dans la plaque<br />
- 122 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Afin <strong>de</strong> suivre l’évolution <strong>de</strong> la température au sein <strong>de</strong> la poudre, un système <strong>de</strong><br />
thermocouples a été réalisé au laboratoire, il est présenté en Figure 80.<br />
thermocouples<br />
Vue <strong>de</strong> <strong>de</strong>ssous<br />
Support<br />
Point <strong>de</strong> sou<strong>du</strong>re<br />
Poudre <strong>de</strong> polymère<br />
thermocouples<br />
Vue en coupe<br />
Figure 80 : Schéma <strong>de</strong> la mesure <strong>de</strong> températures dans la poudre<br />
Dans ce système, les thermocouples filaires sont enroulés autour <strong>de</strong> tiges fixées sur un<br />
support isolant. Ce dispositif est posé dans la poudre <strong>de</strong> polymère sur la plaque chauffante.<br />
Ce système perm<strong>et</strong> d’obtenir une tension mécanique constante <strong>de</strong>s thermocouples. En eff<strong>et</strong><br />
lors <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase <strong>du</strong> polymère, le liqui<strong>de</strong> peut appuyer sur les capteurs <strong>et</strong> ainsi<br />
fausser la position <strong>de</strong> la mesure. Ce montage a cependant l’inconvénient <strong>de</strong> ne pas pouvoir<br />
être utilisé pour plusieurs expériences. En eff<strong>et</strong>, en fin <strong>de</strong> manipulation, les thermocouples<br />
restent piégés dans le polymère qui se re-<strong>de</strong>nsifie. Il est donc nécessaire <strong>de</strong> repro<strong>du</strong>ire ce<br />
montage pour chaque expérience. Trois thermocouples sont utilisés pour les mesures dans le<br />
polymère à différentes hauteurs (par exemple 2, 4 <strong>et</strong> 6 mm). Les thermocouples sont reliés,<br />
par le biais d’une carte d’acquisition, à un ordinateur qui perm<strong>et</strong> l’enregistrement <strong>de</strong>s<br />
données <strong>de</strong> l’expérience (le dispositif d’acquisition a été réalisé sous Testpoint par Pierrick<br />
Lombard dans le cadre d’un stage <strong>de</strong> DUT).<br />
3.2. Modèle thermique utilisé, incluant la coalescence-<strong>de</strong>nsification<br />
3.2.1. Modélisation <strong>de</strong>s phénomènes thermiques<br />
Le système étudié est celui <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase d’une poudre <strong>de</strong> polymère sur une<br />
plaque chauffée. C<strong>et</strong>te poudre qui contient une fraction volumique d’air importante (environ<br />
60%) va monter en température grâce à la puissance thermique apportée par la plaque<br />
- 123 -
Estelle Pérot<br />
chauffée. Un phénomène <strong>de</strong> convection naturelle se pro<strong>du</strong>it au somm<strong>et</strong> <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te poudre. Le<br />
front <strong>de</strong> fusion va se déplacer au cours <strong>de</strong> la simulation <strong>de</strong> bas en haut jusqu’à la fusion<br />
totale <strong>de</strong> la poudre.<br />
Nous avons choisi d’utiliser un modèle enthalpique pour modéliser les transferts<br />
thermiques.<br />
La <strong>modélisation</strong> enthalpique a la particularité <strong>de</strong> considérer <strong>de</strong>ux variables : la température<br />
<strong>et</strong> l’enthalpie. L’avantage est <strong>de</strong> pouvoir considérer une même équation d’énergie dans les<br />
<strong>de</strong>ux phases <strong>de</strong> notre système. De même, il est possible <strong>de</strong> considérer que la fusion ne se fait<br />
pas à température constante ce qui est plus réaliste dans les systèmes particulaires. Ainsi, il<br />
convient <strong>de</strong> connaître précisément l’évolution <strong>de</strong> l’enthalpie avec la température (loi H(T)) <strong>et</strong><br />
<strong>de</strong> modéliser les transferts thermiques. Pour les caractéristiques thermiques <strong>de</strong> la poudre, il a<br />
été choisi <strong>de</strong> définir les propriétés homogènes équivalentes grâce à <strong>de</strong>s lois <strong>de</strong> mélange <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
définir l’évolution <strong>de</strong> ces lois en fonction <strong>de</strong> la température.<br />
3.2.1.1. Evolution <strong>de</strong> l’enthalpie en fonction <strong>de</strong> la température<br />
L’évolution <strong>de</strong> l’enthalpie en fonction <strong>de</strong> la température est une donnée <strong>du</strong> problème qui<br />
dépend <strong>de</strong>s caractéristiques <strong>du</strong> polymère. Crawford <strong>et</strong> Sun [6] proposent <strong>de</strong> considérer que<br />
la fusion d’un système particulaire ne se fait pas à température constante.<br />
La fonction H = f (T) est donc constituée <strong>de</strong> trois droites :<br />
Hfus1<br />
H<br />
3<br />
2<br />
ρ.L<br />
Hfus2<br />
1<br />
T fus1<br />
∆T<br />
T fus2<br />
T<br />
Figure 81: Loi d’évolution <strong>de</strong> l’enthalpie en fonction <strong>de</strong> la température<br />
Tfus1 : température <strong>de</strong> début <strong>de</strong> fusion [K]<br />
Tfus2 : température <strong>de</strong> fin <strong>de</strong> fusion [K]<br />
ΔT : évolution <strong>de</strong> température lors <strong>de</strong> la fusion [K]<br />
L : chaleur latente [J.kg -1 ]<br />
ρ : masse volumique <strong>du</strong> polymère soli<strong>de</strong> [kg.m -3 ]<br />
- 124 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
o Equation zone 1(soli<strong>de</strong>) T
Estelle Pérot<br />
3.2.1.2.Transferts thermiques<br />
Comme le suggère les travaux réalisés sur les transferts thermiques dans les polymères, nous<br />
considérerons seulement la con<strong>du</strong>ction. La géométrie <strong>de</strong> notre dispositif perm<strong>et</strong> d’être dans<br />
une configuration monodirectionnelle. Le bilan d’énergie effectué sur un élément <strong>de</strong> notre<br />
système est donc :<br />
dH<br />
dx ϕ ρ dt<br />
. =<br />
e<br />
−<br />
s<br />
avec<br />
φe : flux thermique entrant W.m -2<br />
φs : flux thermique sortant W.m -2<br />
H : Enthalpie J.m-3<br />
A l’intérieur <strong>du</strong> polymère, le flux thermique est le flux échangé par con<strong>du</strong>ction :<br />
. dT<br />
ϕ = λe dx<br />
avec λe : con<strong>du</strong>ctivité équivalente [W.m -2 K -1 ]<br />
Équation 54<br />
Équation 55<br />
La con<strong>du</strong>ctivité équivalente <strong>du</strong> système est obtenue par <strong>de</strong>s lois <strong>de</strong> mélanges. Elle dépendra<br />
donc <strong>de</strong> la phase <strong>et</strong> <strong>de</strong> la fraction volumique d’air dans la poudre.<br />
3.2.1.3.Conditions aux limites<br />
Les conditions limites <strong>de</strong> notre système doivent être parfaitement maîtrisées. Les <strong>de</strong>ux<br />
conditions aux limites sont :<br />
- le flux thermique venant <strong>de</strong> la plaque <strong>et</strong> la température <strong>de</strong> surface <strong>de</strong> la plaque.<br />
- le phénomène <strong>de</strong> convection naturelle qui se pro<strong>du</strong>it par la face supérieure.<br />
Pour modéliser l’apport thermique <strong>de</strong> la plaque sur la poudre <strong>de</strong> polymère, on considère le<br />
flux :<br />
ϕ = h ( T − T )<br />
Équation 56<br />
avec<br />
c c p1<br />
Tc =température <strong>de</strong> contact <strong>de</strong> la plaque [K]<br />
Tp1= température <strong>de</strong> contact <strong>du</strong> polymère [K]<br />
hc = coefficient d’échange [W.m -2 K -1 ]<br />
hc est donc le coefficient d’échange entre plaque <strong>et</strong> poudre (inverse d’une résistance<br />
thermique). Il est, a priori, difficile <strong>de</strong> connaître la valeur <strong>de</strong> ce coefficient. On peut penser<br />
qu’il va évoluer selon la phase <strong>du</strong> polymère en contact avec la plaque. Il semble évi<strong>de</strong>nt que<br />
le polymère fon<strong>du</strong> ait un meilleur contact avec le moule que la poudre.<br />
En fin <strong>de</strong> partie, nous observerons l’importance <strong>de</strong> ce coefficient sur la montée en<br />
température dans le polymère. Puis les résultats expérimentaux donneront <strong>de</strong>s informations<br />
- 126 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
sur sa valeur. Dans un premier temps, la température à la surface <strong>de</strong> la plaque Tc sera<br />
simulée puis on utilisera les données expérimentales calculées par métho<strong>de</strong> inverse pour<br />
connaître la condition limite réelle <strong>du</strong> dispositif expérimental.<br />
Pour la condition aux limites supérieures <strong>du</strong> système, le flux convectif s’écrit :<br />
ϕ = h ( T − T )<br />
Équation 57<br />
e<br />
∞<br />
p2<br />
avec<br />
T ∞ : température <strong>de</strong> l’atmosphère à l’infini (environ 300 K)<br />
Tp2 : température <strong>du</strong> polymère au somm<strong>et</strong> <strong>de</strong> la poudre<br />
he : est le coefficient <strong>de</strong> convection [W.m -2 K -1 ]<br />
Typiquement, le coefficient <strong>de</strong> convection est proche <strong>de</strong> 10 Wm -2 K -1 en convection naturelle à<br />
l’air libre. Cependant, sa valeur est liée à la température <strong>et</strong> à la nature <strong>du</strong> système. Il sera<br />
donc déterminé <strong>de</strong> manière expérimentale. Ce paramètre est fonction <strong>de</strong> la température (car<br />
il modélise les pertes par rayonnement <strong>et</strong> par convection), donc une loi d’évolution en<br />
fonction <strong>de</strong> la température <strong>de</strong> la surface supérieure <strong>du</strong> système serait plus réaliste.<br />
3.2.2. Evolutions <strong>de</strong>s caractéristiques thermiques<br />
Pour prendre en compte le caractère particulaire <strong>de</strong> la poudre, les caractéristiques<br />
équivalentes <strong>du</strong> mélange air-poudre ont été calculées. Dans notre cas, la fraction volumique<br />
initiale <strong>de</strong> polymère est d’environ 40% (la fraction d’air est donc <strong>de</strong> 60%). Lors <strong>du</strong><br />
changement <strong>de</strong> phase, une partie <strong>de</strong> l’air est évacuée, donc la composition <strong>de</strong> notre système<br />
évolue. Pour simuler ce phénomène, <strong>de</strong>s modèles appropriés seront utilisés par la suite.<br />
Dans un premier temps, dans le modèle thermique, nous avons considéré que la totalité <strong>de</strong><br />
l’air est évacué lors <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase. Mais il faut noter que la composition <strong>du</strong><br />
système à une forte influence sur les caractéristiques thermiques.<br />
On notera vp la fraction volumique <strong>de</strong> polymère <strong>et</strong> vf la fraction volumique d’air (vfi fraction<br />
volumique d’air à l’origine).<br />
3.2.2.1. Densité équivalente<br />
Le changement <strong>de</strong> phase ainsi que la variation <strong>de</strong> la fraction volumique d’air va entraîner<br />
une évolution <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> la poudre. Pour prendre en compte ce phénomène, il convient<br />
<strong>de</strong> calculer la <strong>de</strong>nsité équivalente avec une loi <strong>de</strong> mélange.<br />
Dans la poudre :<br />
ρpe ρa. vf ρp. ( 1 vf<br />
)<br />
= + − Équation 58<br />
avec<br />
ρa <strong>de</strong>nsité <strong>de</strong> l’air<br />
ρp <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère soli<strong>de</strong><br />
- 127 -
Estelle Pérot<br />
Dans le polymère fon<strong>du</strong> :<br />
ρle = ρa. vf + ρl. ( 1− vf<br />
)<br />
Équation 59<br />
avec<br />
ρl <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère liqui<strong>de</strong><br />
Remarque: La fraction volumique d’air évolue au cours <strong>de</strong> la simulation dans le polymère<br />
fon<strong>du</strong>.<br />
3.2.2.2. Evolution <strong>de</strong> la hauteur <strong>du</strong> système<br />
L’évolution <strong>de</strong> la <strong>de</strong>nsité <strong>du</strong> polymère va entraîner une variation <strong>de</strong> la taille <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre.<br />
Pour que la simulation soit réaliste, il est nécessaire <strong>de</strong> prendre en compte ce phénomène<br />
grâce à un bilan <strong>de</strong> matière.<br />
Equations <strong>de</strong> conservation <strong>de</strong> la masse <strong>de</strong> polymère:<br />
ρl.V l<br />
= ρ<br />
s.V<br />
s<br />
Équation 60<br />
avec<br />
Vl : volume <strong>de</strong> polymère liqui<strong>de</strong><br />
Vs : volume <strong>de</strong> polymère soli<strong>de</strong><br />
ρl.v f( t ).V<br />
Tl<br />
= ρ<br />
s.V Ti.v<br />
fi<br />
Équation 61<br />
avec<br />
VTl : volume total <strong>de</strong> la phase liqui<strong>de</strong> (contenant <strong>de</strong> l’air)<br />
Vti : volume total <strong>de</strong> poudre initiale.<br />
h (t)= h<br />
Tl<br />
Ti<br />
.<br />
ρ<br />
p.(1 − v<br />
fi<br />
)<br />
ρ .(1 −v ( t ))<br />
l<br />
avec<br />
h Tl (t) : hauteur <strong>du</strong> liqui<strong>de</strong> à l’instant t<br />
h Ti : hauteur totale initiale<br />
f<br />
Équation 62<br />
3.2.2.3.Con<strong>du</strong>ctivité équivalente :<br />
Pour modéliser la con<strong>du</strong>ctivité équivalente, plusieurs modèles sont possibles. Nous avons<br />
choisi d’utiliser <strong>de</strong>s <strong>modélisation</strong>s simples, qui assimilent la con<strong>du</strong>ctivité équivalente <strong>du</strong><br />
système à <strong>de</strong>s montages <strong>de</strong> résistances thermiques. Il faut noter que la con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong><br />
polymère est considérée comme indépendante <strong>de</strong> la température. Deux types <strong>de</strong><br />
<strong>modélisation</strong>s ont été envisagées : la <strong>modélisation</strong> « résistance thermique » en parallèle <strong>et</strong> la<br />
<strong>modélisation</strong> « résistance thermique » en série. Une étu<strong>de</strong> antérieure a montré que la<br />
<strong>modélisation</strong> avec les résistances en série correspond mieux aux résultats expérimentaux<br />
obtenus avec ce système.<br />
- 128 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
La <strong>modélisation</strong> assimilant la résistance thermique équivalente <strong>de</strong> la poudre à un montage<br />
en série <strong>de</strong>s résistances thermiques <strong>du</strong> polymère <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’air est tra<strong>du</strong>it par l’Équation 63.<br />
λ<br />
e<br />
avec<br />
=<br />
v<br />
p<br />
λ<br />
p<br />
+<br />
1<br />
1<br />
− v<br />
λ<br />
a<br />
p<br />
Équation 63<br />
λp : con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong> polymère pur<br />
λa : con<strong>du</strong>ctivité <strong>de</strong> l’air<br />
avec les valeurs numériques la con<strong>du</strong>ctivité équivalente dans la poudre : λe=0.0818 W.m -1 .K -1<br />
Les lois <strong>de</strong> mélanges sont les mêmes dans la phase liqui<strong>de</strong>, mais on utilise la con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong><br />
polymère liqui<strong>de</strong> (λl) à la place <strong>de</strong> la con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong> polymère soli<strong>de</strong>.<br />
Pendant la zone <strong>de</strong> fusion, une approximation linéaire est faite entre les valeurs dans les<br />
<strong>de</strong>ux phases.<br />
3.2.2.4. Chaleur spécifique équivalente :<br />
La chaleur spécifique équivalente homogène est calculée grâce aux fractions massiques <strong>de</strong><br />
notre système.<br />
Cpe= m p.C p+ ( 1 − m a).Ca<br />
Équation 64<br />
Dans [119] on peut constater que la chaleur spécifique <strong>du</strong> polymère utilisé (le PP) n’est pas<br />
une fonction constante <strong>de</strong> la température, elle varie fortement entre 300 <strong>et</strong> 440 K.<br />
115<br />
110<br />
105<br />
100<br />
95<br />
90<br />
85<br />
80<br />
75<br />
70<br />
65<br />
Evolution <strong>de</strong> Cp en fonction <strong>de</strong> la<br />
te m p é ra tu re<br />
y = 0,3188x - 28,382<br />
R 2 = 0,9987<br />
300 350 400 450<br />
Tem pérature en K<br />
Nous avons :<br />
Cp=1600 J.Kg -1 K -1 à 300K<br />
Cp=2650 J.Kg -1 K -1 à 440K<br />
Figure 82: Evolution <strong>de</strong> Cp en fonction <strong>de</strong> la température<br />
On note que la fonction Cp(T) est un quasi linéaire. En eff<strong>et</strong> une régression linéaire nous<br />
donne un coefficient <strong>de</strong> corrélation <strong>de</strong> 0.9987.<br />
- 129 -
Estelle Pérot<br />
Il convient donc d’intro<strong>du</strong>ire c<strong>et</strong>te variation linéaire <strong>de</strong> la chaleur spécifique dans la<br />
simulation.<br />
C<br />
p2 − C<br />
p1<br />
C<br />
p( T) = .( T − To)<br />
+ C<br />
Équation 65<br />
p1<br />
T − T<br />
fus1<br />
o<br />
avec<br />
Cp1 : Chaleur spécifique pour T=To (Température initiale)<br />
Cp2 : Chaleur spécifique pour T=Tfus1 (Température <strong>de</strong> début <strong>de</strong> fusion)<br />
Cependant, dans la phase liqui<strong>de</strong>, la chaleur spécifique sera considérée comme constante<br />
[119].<br />
3.2.3. Simulation Numérique<br />
Il a été choisi <strong>de</strong> résoudre le modèle thermique sous Matlab avec une métho<strong>de</strong> explicite en<br />
différences finies. Il convient donc <strong>de</strong> discrétiser le lit <strong>de</strong> poudre (discrétisation spatiale),<br />
ainsi que la <strong>du</strong>rée <strong>de</strong> l’expérience (discrétisation temporelle).<br />
On notera :<br />
A = Gran<strong>de</strong>ur A au temps i au point j<br />
i<br />
j<br />
Afin <strong>de</strong> prendre en compte l’évolution <strong>de</strong> la taille <strong>du</strong> système <strong>du</strong>rant la simulation, le pas<br />
d’espace s’adapte en fonction <strong>de</strong> la composition <strong>de</strong> notre système.<br />
φe<br />
φI-1<br />
I<br />
I-1<br />
i<br />
l<br />
j<br />
φj<br />
i+1<br />
i<br />
i<br />
l<br />
j -1<br />
φj-1<br />
i-1<br />
H<br />
φc<br />
φ1<br />
2<br />
1<br />
Figure 83: Discrétisation spatiale <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre<br />
H : hauteur <strong>de</strong> la poudre (qui évolue au cour <strong>du</strong> temps)<br />
I : nombre <strong>de</strong> pas d’espace<br />
l = discrétisation en espace qui évolue en fonction <strong>de</strong> la température T i j.<br />
i<br />
j<br />
- 130 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
L’évolution temporelle <strong>du</strong> pas d’espace se fait en fonction <strong>de</strong> la masse volumique <strong>du</strong> système<br />
en ce point. On utilise la même métho<strong>de</strong> que pour l’évolution totale <strong>de</strong> la hauteur <strong>du</strong><br />
système (Équation 61).<br />
U : temps total <strong>de</strong> simulation.<br />
N : nombre <strong>de</strong> pas <strong>de</strong> temps<br />
dt : pas <strong>de</strong> temps<br />
3.2.3.1. Principe<br />
L’algorithme repose sur un <strong>procédé</strong> itératif. A partir <strong>de</strong> la connaissance <strong>de</strong> tous les<br />
paramètres à l’instant i, il faut calculer ces mêmes paramètres à l’instant i+1. Ce <strong>procédé</strong><br />
nécessite la connaissance <strong>de</strong> toutes les variables à l’instant initial (Température, enthalpie,<br />
caractéristiques thermiques).<br />
Le schéma <strong>de</strong> principe <strong>de</strong> l’algorithme est présenté à la Figure 84.<br />
Avec 1 < j < I :<br />
H i j<br />
T i j<br />
λ i j<br />
C i j<br />
ρ i j<br />
vf i j<br />
l i j<br />
Bilan<br />
thermique<br />
H i j+1<br />
Loi<br />
d’évolution<br />
H(T)<br />
T i j+1<br />
Lois<br />
d’évolutions <strong>de</strong>s<br />
caractéristiques<br />
λ i j+1<br />
C i j+1<br />
ρ i j+1<br />
vf i j+1<br />
l i j+1<br />
3.2.3.2. Résolution<br />
Figure 84: Schéma <strong>de</strong> principe <strong>de</strong> l’algorithme<br />
Dans un premier temps l’algorithme calcule l’enthalpie à l’instant i+1 à partir <strong>du</strong> bilan<br />
thermique (Équation 55) :<br />
dH<br />
dt<br />
i<br />
j<br />
=<br />
H<br />
i<br />
j<br />
i+1<br />
j<br />
− H<br />
dt<br />
i<br />
j+1<br />
i<br />
l<br />
j<br />
i<br />
j<br />
T − T<br />
ϕ = −λ<br />
pour 1< i < I,<br />
i<br />
j<br />
i+1 i i i i i i i i<br />
j j i i<br />
1 1 j 1 j-1 1 j+1<br />
l j- j+ j- j+<br />
j-1.l<br />
j<br />
2 2 2 2<br />
Équation 66<br />
Équation 67<br />
dt<br />
H =H + .[(-λ - λ ).T + λ .T + λ .T ] Équation 68<br />
Pour les flux thermiques aux conditions limites, on utilise l’Équation 56 <strong>et</strong> l’Équation 57.<br />
- 131 -
Estelle Pérot<br />
Condition limite pour i=1 :<br />
2. dt<br />
h () i dt<br />
H = H + ( λ ).( T − T ) + ( T ( i) − T )<br />
i+<br />
1 i i i i c<br />
i<br />
j j i<br />
1 2 1 i c 1<br />
( l1)²<br />
j +<br />
2<br />
l1<br />
Équation 69<br />
Condition limite pour i=I :<br />
2. dt<br />
h () i dt<br />
H = H + ( λ ).( T − T ) + ( T − T )<br />
i+<br />
1 i i i i e<br />
i<br />
j j i<br />
1 I I −1 i ∞ 1<br />
( l<br />
1)²<br />
I −<br />
I −<br />
2<br />
lI<br />
−1<br />
Équation 70<br />
Puis, grâce à la connaissance <strong>de</strong> la variation <strong>de</strong> l’enthalpie en fonction <strong>de</strong> la température on<br />
peut calculer la température au temps i+1 (Équation 48, Équation 50, Équation 53).<br />
Si Hj i+1
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
La masse volumique : d’après l’Équation 58 :<br />
Si Hj i+1 Hfus2<br />
i 1<br />
i 1 i 1<br />
j a<br />
v<br />
+ f j p<br />
v<br />
+<br />
f j<br />
ρ + = ρ . + ρ .(1 − )<br />
Équation 78<br />
i 1<br />
i 1 i 1<br />
j a<br />
v<br />
+ f j l<br />
v<br />
+<br />
f j<br />
ρ + = ρ . + ρ .(1 − )<br />
Équation 79<br />
La <strong>de</strong>rnière étape consiste à m<strong>et</strong>tre à jour le pas d’espace <strong>du</strong> maillage avec l’Équation 62 :<br />
l i j =<br />
+ 1<br />
l<br />
Si Hj i+1 Hfus2<br />
l<br />
i + 1<br />
j<br />
ρ .(1 − v )<br />
= l .<br />
(1 )<br />
p<br />
fi<br />
0 i + 1<br />
ρ<br />
l<br />
− v<br />
f j<br />
Équation 80<br />
Équation 81<br />
3.2.3.3. Choix <strong>de</strong> la discrétisation<br />
Le modèle étant explicite, la discrétisation spatiale <strong>et</strong> temporelle influence la stabilité <strong>de</strong><br />
l’algorithme. En eff<strong>et</strong>, dans ces conditions il convient d’étudier le mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> Fourier (F) :<br />
F= λ<br />
. C . dt<br />
Équation 82<br />
ρ . dx²<br />
Avec dx : pas d’espace<br />
Pour assurer la stabilité <strong>de</strong> l’algorithme il convient d’avoir : F< 0.5. Le pas <strong>de</strong> temps sera donc<br />
choisi en fonction <strong>du</strong> pas d’espace <strong>et</strong> <strong>de</strong>s caractéristiques <strong>du</strong> polymère.<br />
Fρ . C.<br />
dx²<br />
dt= Équation 83<br />
λ<br />
Ainsi l’algorithme adaptera le pas <strong>de</strong> temps (dt) pour avoir un mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> Fourier qui vérifie<br />
la condition <strong>de</strong> stabilité. Cependant, il faut noter que les caractéristiques <strong>du</strong> polymère (λ, ρ,<br />
C) évoluent lors <strong>de</strong> la simulation, on prendra donc les valeurs <strong>de</strong> ces paramètres donnant le<br />
mo<strong>du</strong>le <strong>de</strong> Fourier le plus grand pour calculer le pas <strong>de</strong> temps.<br />
Quant au pas d’espace, il sera choisi pour ne pas avoir d’influence sur les résultats <strong>de</strong> la<br />
simulation. De plus, on choisit le pas d’espace pour que celui-ci ait une réalité physique. On<br />
prendra le rayon moyen d’un grain <strong>de</strong> polymère (dx =300µm).<br />
3.2.4. Modélisation <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification<br />
Parmi les modèles présentés dans la partie bibliographique <strong>de</strong> la partie A, nous avons choisi<br />
d’utiliser ici ceux <strong>de</strong> Bellehumeur pour la coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong> Kontopoulou [33] <strong>et</strong> Gogos pour<br />
la <strong>de</strong>nsification avec dissolution <strong>de</strong>s bulles d’air. La <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> phénomène se fait donc<br />
en <strong>de</strong>ux étapes successives <strong>et</strong> distinctes :<br />
- Le « sintering » : Les grains <strong>de</strong> poudre s’agglomèrent entre eux pour former un mélange <strong>de</strong><br />
polymère fon<strong>du</strong>. Durant c<strong>et</strong>te étape, la majeure partie <strong>de</strong> l’air est expulsée <strong>du</strong> polymère, mais<br />
<strong>de</strong>s bulles restent piégées. Pour connaître l’évolution <strong>du</strong> rapport x/r, nous utiliserons ici le<br />
- 133 -
Estelle Pérot<br />
modèle <strong>de</strong> Bellehumeur [16]. Pour dé<strong>du</strong>ire la fraction d’air présente dans notre système,<br />
l’hypothèse <strong>de</strong> Scherer [45] est utilisée. Pour tenir compte <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong> la viscosité<br />
newtonienne en fonction <strong>de</strong> la température, une loi d’Arrhénius sera intro<strong>du</strong>ite dans le<br />
modèle <strong>de</strong> Bellehumeur. Pour déterminer le moment où s’arrête le phénomène <strong>de</strong><br />
coalescence, nous utiliserons l’hypothèse <strong>de</strong> Kontopoulou [120] qui considère que c<strong>et</strong>te étape<br />
se termine lorsque le rapport <strong>de</strong>s rayons x/r est égal à 0.5. C<strong>et</strong>te hypothèse correspond au<br />
critère proposé par Scherer [45] qui considère que la première étape est terminée lorsque la<br />
masse volumique est égale à 94% <strong>de</strong> la masse volumique <strong>du</strong> polymère pur (sans bulles).<br />
- La diffusion : Les bulles qui se sont formées lors <strong>du</strong> « sintering» se diffusent jusqu’à<br />
obtention d’un polymère homogène ne contenant plus d’air. Le phénomène <strong>de</strong> migration <strong>de</strong>s<br />
bulles est négligé. Pour modéliser le phénomène <strong>de</strong> diffusion, nous utiliserons le modèle <strong>de</strong><br />
Kontopoulou [120] qui perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> suivre l’évolution temporelle <strong>de</strong> la taille d’une bulle d’air<br />
dans le polymère fon<strong>du</strong>. La simplification <strong>de</strong> Gogos <strong>et</strong> l’utilisation <strong>de</strong> la loi <strong>de</strong> Henry [12],<br />
détaillées dans la partie précé<strong>de</strong>nte, nous perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> résoudre le système <strong>et</strong> <strong>de</strong> calculer<br />
l’évolution <strong>du</strong> rayon d’une bulle.<br />
Lors d’une étu<strong>de</strong> antérieure [121], la simulation numérique <strong>de</strong> ces <strong>de</strong>ux étapes a été réalisée.<br />
C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> a permis <strong>de</strong> vali<strong>de</strong>r indépendamment ces modèles, qui nous perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong><br />
calculer la quantité d’air restante dans le polymère. De plus, ce travail a mis en évi<strong>de</strong>nce<br />
l’influence <strong>du</strong> <strong>de</strong>gré <strong>de</strong> saturation <strong>et</strong> <strong>de</strong> la température sur le temps <strong>de</strong> dissolution <strong>de</strong>s bulles.<br />
3.2.5. Combinaison <strong>de</strong>s modèles <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification avec<br />
le modèle thermique<br />
3.2.5.1. Principe<br />
Les modèles <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification peuvent être considérés comme <strong>de</strong>s modèles<br />
d’évacuation <strong>de</strong> l’air. Ils vont nous perm<strong>et</strong>tre <strong>de</strong> définir la loi d’évolution <strong>de</strong> la composition<br />
dans le modèle thermique.<br />
Le schéma <strong>de</strong> principe <strong>de</strong> l’algorithme <strong>de</strong> calcul <strong>de</strong> la fraction volumique d’air est présenté à<br />
la Figure 85.<br />
A chaque pas <strong>de</strong> temps la température est calculée en tous points. Si la fusion a commencé la<br />
fraction d’air est alors calculée selon les <strong>de</strong>ux étapes <strong>de</strong> coalescence. C<strong>et</strong>te valeur nous<br />
perm<strong>et</strong> alors <strong>de</strong> calculer les paramètres comme la con<strong>du</strong>ctivité, la chaleur spécifique <strong>et</strong> la<br />
masse volumique.<br />
On définit :<br />
vf : la fraction volumique d’air au point j à l’instant i.<br />
i<br />
j<br />
t<br />
i j : le temps <strong>de</strong>puis lequel la fusion a commencé au point j<br />
tpcoal : temps nécessaire à la première étape (sintering)<br />
tdis : temps nécessaire à la <strong>de</strong>uxième étape (diffusion)<br />
- 134 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Température<br />
Vf i j=Vfinit<br />
NON<br />
T i j>Tfus<br />
La fusion a t elle<br />
commencée ?<br />
OUI<br />
Vf i j est calculé<br />
avec le modèle<br />
<strong>de</strong> sintering<br />
(étape 1)<br />
NON<br />
t i j > tcoal ?<br />
La première étape<br />
d’évacuation d’air<br />
est elle finie ?<br />
OUI<br />
Vf i j est calculé<br />
avec le modèle<br />
<strong>de</strong> diffusion<br />
(étape 2)<br />
NON<br />
t i j ><br />
La <strong>de</strong>uxième étape<br />
d’évacuation d’air<br />
est elle finie ?<br />
OUI<br />
Vf i j=0<br />
Figure 85: Schéma <strong>de</strong> principe <strong>de</strong> l’algorithme <strong>de</strong> calcul <strong>de</strong> la fraction volumique d’air<br />
Une fois la fraction d’air calculée, nous pouvons calculer les paramètres <strong>de</strong> notre système <strong>et</strong><br />
donc la température au temps suivant.<br />
3.3. Résultats numériques<br />
Des simulations <strong>du</strong> modèle thermique ont été effectuées en prenant en compte l’évacuation<br />
<strong>de</strong> l’air.<br />
3.3.1. Fraction volumique d’air<br />
On suit dans un premier temps l’évolution <strong>de</strong> la quantité d’air présente en un point donné<br />
<strong>du</strong> lit <strong>de</strong> polymère. Elle est représentée sur la Figure 86.<br />
- 135 -
Estelle Pérot<br />
0.7<br />
0.6<br />
0.5<br />
0.4<br />
Fraction volum ique d'air<br />
fusion<br />
1ére étape :<br />
sintering<br />
2éme étape :<br />
diffusion<br />
0.3<br />
0.2<br />
0.1<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000<br />
te m p s [s ]<br />
Figure 86 : Evolution <strong>de</strong> la fraction volumique d’air au milieu <strong>de</strong> la poudre<br />
On note que la quantité d’air diminue après la fusion selon les <strong>de</strong>ux étapes <strong>de</strong> coalescence.<br />
Lorsque la fusion commence, on note une diminution rapi<strong>de</strong> pendant le sintering. C<strong>et</strong>te<br />
étape <strong>du</strong>re 180 secon<strong>de</strong>s. Puis l’air est évacué beaucoup plus lentement lors <strong>de</strong> la diffusion.<br />
Dans la Figure 87, on s’intéresse à la fraction d’air totale dans le lit <strong>de</strong> poudre.<br />
0.7<br />
Fraction volum ique d'air totale<br />
0.6<br />
0.5<br />
0.4<br />
0.3<br />
0.2<br />
0.1<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000<br />
tem ps [s ]<br />
Figure 87: Evolution <strong>de</strong> la fraction volumique d’air totale<br />
Lorsque la fusion commence dans le lit <strong>de</strong> poudre la quantité d’air diminue. On note qu’en<br />
fin <strong>de</strong> simulation (1000 secon<strong>de</strong>s), il reste encore 6% d’air dans le polymère.<br />
Des <strong>de</strong>ux simulations précé<strong>de</strong>ntes, on peut dé<strong>du</strong>ire l’épaisseur <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre <strong>et</strong> son<br />
évolution <strong>du</strong>rant tout le processus. La Figure 88 montre ce phénomène :<br />
- 136 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
E paisseur <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> polym ère [m ]<br />
6.5 x 1 0 -3 te m p s [s ]<br />
6<br />
5.5<br />
5<br />
4.5<br />
4<br />
3.5<br />
3<br />
2.5<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000<br />
Figure 88: Evolution <strong>de</strong> l’épaisseur <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> polymère au cour <strong>de</strong> la simulation<br />
On note que la hauteur <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre diminue fortement après le début <strong>du</strong> changement <strong>de</strong><br />
phase. L’épaisseur <strong>de</strong> la poudre est divisée par <strong>de</strong>ux en fin <strong>de</strong> simulation.<br />
3.3.2. Caractéristiques thermiques<br />
Comme il a été décrit au chapitre précé<strong>de</strong>nt, les caractéristiques thermiques <strong>de</strong> la poudre<br />
sont fonction <strong>de</strong> la fraction volumique d’air. On s’intéresse ainsi à l’évolution <strong>de</strong>s<br />
caractéristiques en un point <strong>de</strong> la poudre. Sur la Figure 89, on remarque que la masse<br />
volumique <strong>et</strong> la con<strong>du</strong>ctivité thermique augmentent sensiblement après le point <strong>de</strong> fusion.<br />
0.15<br />
800<br />
700<br />
600<br />
500<br />
400<br />
Masse volumique [kgm-3]<br />
300<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000<br />
temps[s]<br />
Con<strong>du</strong>ctivité [W m-1K-1]<br />
0.1<br />
0.05<br />
0<br />
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000<br />
temps[s]<br />
Figure 89: Evolution <strong>de</strong>s caractéristiques au milieu <strong>de</strong> la poudre au cours d’une simulation<br />
C<strong>et</strong>te augmentation progressive lors <strong>du</strong> changement <strong>de</strong> phase est liée à la diminution <strong>de</strong> la<br />
fraction d’air dans le matériau.<br />
- 137 -
Estelle Pérot<br />
3.4. Validation <strong>du</strong> modèle<br />
3.4.1. Résultats expérimentaux<br />
Pour vali<strong>de</strong>r le modèle numérique, il convient <strong>de</strong> le confronter avec l’expérience. Pour cela,<br />
<strong>de</strong>ux séries <strong>de</strong> mesures ont été réalisées.<br />
La première expérience est décrite ci-après.<br />
L’acquisition est faite pendant 5 heures avec 4 thermocouples dans la plaque <strong>et</strong> <strong>de</strong>ux dans la<br />
poudre (hauteur 2.4 mm <strong>et</strong> 4.7 mm). Durant les 25 premières minutes, la plaque monte en<br />
température avec un flux constant, ensuite l’alimentation électrique est coupée <strong>et</strong> le dispositif<br />
se refroidit à l’air libre. Le relevé <strong>de</strong>s températures dans la poudre est présenté à la Figure 90.<br />
Température dans la poudre<br />
Température [K]<br />
600<br />
550<br />
500<br />
450<br />
400<br />
350<br />
Température 1ér<br />
thermocouple (2,4mm)<br />
"Température 2ème<br />
thermocouple (4,7mm)"<br />
300<br />
0 5000 10000 15000<br />
Temps [s]<br />
Figure 90 : Relevé <strong>de</strong>s température dans la poudre (expérience 1)<br />
L’étuse sera faite essentiellement sur la montée en température : les 1500 premières secon<strong>de</strong>s<br />
d’acquisition (Figure 91).<br />
Température [K]<br />
600<br />
550<br />
500<br />
450<br />
400<br />
Température 1ér<br />
thermocouple (2,4mm)<br />
"Température 2ème<br />
thermocouple (4,7mm)"<br />
Température dans la poudre<br />
350<br />
300<br />
0 200 400 600 800 1000 1200 1400<br />
Temps [s]<br />
Figure 91 : Relevé <strong>de</strong>s température dans la poudre lors <strong>de</strong> la chauffe (expérience1)<br />
Sur la Figure 91, nous voyons apparaître sur ces courbes le palier <strong>de</strong> température lors <strong>du</strong><br />
changement <strong>de</strong> phase, avec un r<strong>et</strong>ard dans le temps pour le thermocouple supérieur. Nous<br />
- 138 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
en concluons que le palier <strong>de</strong> fusion se propage dans le matériau comme le prévoyait le<br />
modèle numérique.<br />
La <strong>de</strong>uxième expérience est décrite ci-après.<br />
Nous plaçons 4 Thermocouples dans la plaque <strong>et</strong> 3 dans la poudre (hauteur 2.4- 4.2- 4.7 mm),<br />
la hauteur <strong>de</strong> la poudre à l’origine est <strong>de</strong> 13.5 mm. Le capteur supérieur sort <strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre<br />
à 2300 secon<strong>de</strong>s.<br />
C<strong>et</strong>te fois la montée en température <strong>du</strong>re 1000 secon<strong>de</strong>s dans un second temps la<br />
température dans la plaque est maintenue constante dans la plaque à 500K (température <strong>de</strong><br />
dégradation <strong>de</strong> notre polymère) pendant 4000 secon<strong>de</strong>s (par régulation manuelle).<br />
Le relevé <strong>de</strong>s températures dans la poudre <strong>et</strong> dans la plaque est présenté à la Figure 92.<br />
]<br />
[K<br />
e<br />
u r a<br />
pé r t<br />
T e m<br />
500<br />
480<br />
460<br />
440<br />
420<br />
400<br />
380<br />
360<br />
340<br />
320<br />
Température dans la plaque<br />
2.4 mm<br />
4.2 mm Thermocouples<br />
7.2 mm dans la poudre<br />
300<br />
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000 4500 5000<br />
temps [s]<br />
Figure 92 : Relevé <strong>de</strong>s température dans la poudre <strong>et</strong> la plaque (expérience2)<br />
]<br />
[K<br />
e<br />
u r a<br />
pé r t<br />
T e m<br />
500<br />
480<br />
460<br />
440<br />
420<br />
400<br />
380<br />
360<br />
340<br />
320<br />
Température dans la plaque<br />
2.4 mm<br />
4.2 mm<br />
7.2 mm<br />
Thermocouples<br />
dans la poudre<br />
300<br />
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200<br />
temps [s]<br />
Figure 93 : Relevé <strong>de</strong>s température dans la poudre <strong>et</strong> la plaque lors <strong>de</strong> la chauffe<br />
(expérience2)<br />
- 139 -
Estelle Pérot<br />
Sur la Figure 93, nous voyons que la fusion est incomplète au bout <strong>de</strong> 2000 secon<strong>de</strong>s car la<br />
température <strong>du</strong> <strong>de</strong>rnier thermocouple n’a pas atteint la température <strong>de</strong> fusion (440K). Les<br />
paliers <strong>de</strong> fusion sont moins marqués que sur la figure précé<strong>de</strong>nte : ceci est la conséquence<br />
d’une montée en température plus progressive. Enfin, le gradient <strong>de</strong> température dans la<br />
poudre semble une nouvelle fois être très important : il y une différence <strong>de</strong> 50 K entre <strong>de</strong>ux<br />
thermocouples séparés seulement <strong>de</strong> 5 mm.<br />
3.4.2. Utilisation <strong>de</strong>s données expérimentales en conditions limites<br />
La condition limite utilisée dans le modèle numérique (température à la surface <strong>de</strong> la plaque)<br />
sera calculée par métho<strong>de</strong> inverse à partir <strong>de</strong>s mesures relevées sur les thermocouples dans<br />
la plaque (TC1 <strong>et</strong> TC4). La Figure 94 présente les résultats <strong>de</strong> la métho<strong>de</strong> inverse, avec la<br />
température calculée à la surface <strong>de</strong> la plaque.<br />
550<br />
Température à la surafce <strong>de</strong> la plaque [K]<br />
600<br />
500<br />
450<br />
400<br />
350<br />
300<br />
250<br />
0 1000 2000 3000 4000 5000<br />
temps [s]<br />
Température TC1<br />
Température TC4<br />
600<br />
500<br />
500<br />
400<br />
400<br />
300<br />
300<br />
200<br />
0 1000 2000 3000 4000 5000<br />
temps [s]<br />
200<br />
0 1000 2000 3000 4000 5000<br />
temps [s]<br />
Figure 94 : Résultats <strong>de</strong> l’inversion pour l’expérience 2 (régulation 500K)<br />
La température calculée en surface <strong>de</strong> la plaque est très proche <strong>de</strong> celle relevée sur le <strong>de</strong>rnier<br />
thermocouple (TC1). La température calculée par métho<strong>de</strong> inverse est ensuite intro<strong>du</strong>ite<br />
dans le modèle numérique (Équation 69).<br />
- 140 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
3.4.3. Comparaison expérimentale<br />
3.4.3.1. Analyse <strong>de</strong>s températures<br />
Afin <strong>de</strong> vali<strong>de</strong>r le modèle numérique, il convient <strong>de</strong> comparer les valeurs <strong>de</strong> température<br />
avec celles relevées par les thermocouples dans le lit <strong>de</strong> polymère. C<strong>et</strong>te comparaison a été<br />
faite sur le premier capteur situé à 2,4mm (Figure 95) <strong>et</strong> sur le <strong>de</strong>uxième capteur situé à<br />
4,7mm (Figure 96).<br />
480<br />
460<br />
440<br />
420<br />
Température [K]<br />
400<br />
380<br />
360<br />
340<br />
simulation<br />
expérience<br />
320<br />
300<br />
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000<br />
Tem ps [s]<br />
Figure 95 : Comparaison simulation expérience sur le premier capteur (2,4mm)<br />
480<br />
460<br />
440<br />
420<br />
Température [K]<br />
400<br />
380<br />
360<br />
340<br />
simulation<br />
320<br />
expérience<br />
300<br />
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000<br />
Tem ps en [s ]<br />
Figure 96 : Comparaison simulation expérience sur le <strong>de</strong>uxième capteur (4,7mm)<br />
L’allure <strong>de</strong>s courbes simulées est similaire à celle obtenue sur la plaque instrumentée.<br />
Cependant il existe un écart entre les températures mesurées <strong>et</strong> celles obtenues par<br />
simulation <strong>et</strong> ceci surtout pendant la fusion <strong>du</strong> polymère.<br />
Ces écarts <strong>de</strong> température sont <strong>du</strong>s vraisemblablement à la façon <strong>de</strong> calculer la con<strong>du</strong>ctivité<br />
<strong>du</strong> matériau homogène équivalent. En eff<strong>et</strong>, nous avons considéré une con<strong>du</strong>ctivité<br />
constante par état, alors qu’une prise en compte d’une con<strong>du</strong>ctivité variant avec la<br />
- 141 -
Estelle Pérot<br />
température <strong>et</strong> l’état <strong>du</strong> matériau serait plus réaliste. De plus, il semble que le matériau se<br />
ramollisse fortement avant <strong>de</strong> fondre <strong>et</strong> coalescer, ce qui engendre une <strong>de</strong>nsification <strong>du</strong><br />
matériau <strong>de</strong> façon prématurée par rapport à notre modèle, <strong>et</strong> donc une différence dans<br />
l’estimation <strong>de</strong> la con<strong>du</strong>ctivité par la loi <strong>de</strong>s mélanges.<br />
L’allure <strong>de</strong>s courbes simulées est similaire à celles obtenues sur le banc <strong>de</strong> mesures.<br />
Cependant il existe un écart entre les températures mesurées <strong>et</strong> celles obtenues par<br />
simulation <strong>et</strong> ceci surtout pendant la fusion <strong>du</strong> polymère.<br />
Ceci peut être lié à certaines hypothèses trop simples prises en compte dans le modèle. En<br />
eff<strong>et</strong> tout d’abord la con<strong>du</strong>ctivité est supposée constante dans chaque phase alors que les<br />
résultats expérimentaux semblent indiquer que la con<strong>du</strong>ctivité augmente peu avant la<br />
fusion.<br />
De plus, le polymère utilisé, le C2, est un copolymère (90%PP <strong>et</strong> 10%PE). Il est donc<br />
impossible <strong>de</strong> trouver ses caractéristiques exactes dans la littérature. Certaines comme la<br />
masse volumique ou la viscosité ont pu être mesurées expérimentalement, mais pour<br />
d’autres, on utilise les valeurs <strong>du</strong> polypropylène (PP) pur.<br />
Enfin, en observant la courbe <strong>de</strong> calorimétrie obtenue pour C2, nous voyons que la fusion se<br />
pro<strong>du</strong>it sur une plage <strong>de</strong> température relativement éten<strong>du</strong>e (120°C à 170°C). Cependant le<br />
modèle enthalpique ne peut pas prendre en compte ce phénomène. Il a donc été choisi <strong>de</strong><br />
considérer que la totalité <strong>de</strong> la fusion se pro<strong>du</strong>isait à 170°C (température <strong>du</strong> pic <strong>de</strong> fusion <strong>du</strong><br />
PP). Ceci explique en gran<strong>de</strong> partie la différence entre simulation <strong>et</strong> expérience. Pour<br />
prendre en compte le pic progressif <strong>de</strong> fusion <strong>de</strong> notre polymère, un modèle à chaleur<br />
spécifique variable serait plus approprié.<br />
3.4.3.2. Analyse <strong>de</strong> l’évacuation <strong>de</strong> l’air<br />
Nous nous intéressons à l’évolution <strong>de</strong> la composition <strong>du</strong> système <strong>du</strong>rant la simulation.<br />
L’évolution <strong>de</strong> la fraction volumique d'air pendant la simulation est représentée à la Figure<br />
97.<br />
Figure 97 : Evolution <strong>de</strong> la fraction volumique d'air pendant la simulation (expérience 2)<br />
- 142 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
La fraction d’air diminue après la fusion. Après 2000 secon<strong>de</strong>s, la moitié <strong>de</strong> l’air <strong>de</strong> la poudre<br />
a été évacué. Ces résultats sont prom<strong>et</strong>teurs, ils nous perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> connaître en chaque<br />
point <strong>de</strong> la poudre la composition <strong>de</strong> notre système.<br />
Il convient <strong>de</strong> regar<strong>de</strong>r les conséquences <strong>de</strong> ce phénomène sur l’épaisseur <strong>de</strong> polymère<br />
(Figure 98).<br />
Figure 98 : Evolution <strong>de</strong> l'épaisseur <strong>du</strong> polymère<br />
Sur la Figure 98, nous observons une forte diminution <strong>de</strong> l’épaisseur, ce qui correspond à la<br />
réalité <strong>de</strong> l’expérience. Cependant il est impossible <strong>de</strong> suivre expérimentalement c<strong>et</strong>te<br />
évolution. Un système <strong>de</strong> mesure perm<strong>et</strong>tant <strong>de</strong> suivre c<strong>et</strong>te évolution en temps réel pendant<br />
une expérience serait utile pour vérifier l’exactitu<strong>de</strong> <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> coalescence. Il<br />
conviendrait dans le futur <strong>de</strong> m<strong>et</strong>tre en place ce dispositif.<br />
- 143 -
Estelle Pérot<br />
3.5. Conclusion<br />
L’étu<strong>de</strong> bibliographique <strong>de</strong>s phénomènes qui ont lieu <strong>du</strong>rant le changement d’état <strong>de</strong><br />
matériaux granulaires, nous a permis <strong>de</strong> construire un modèle <strong>de</strong> simulation assez compl<strong>et</strong>,<br />
tenant compte d’un maximum <strong>de</strong> paramètres pouvant influencer le processus <strong>de</strong> fusioncoalescence-<strong>de</strong>nsification<br />
(évolution <strong>de</strong>s caractéristiques thermiques, modèle d’évacuation <strong>de</strong><br />
l’air).<br />
Il a donc été possible <strong>de</strong> programmer sous Matlab un algorithme calculant la température <strong>et</strong><br />
l’évolution <strong>de</strong> la composition <strong>de</strong> la poudre <strong>de</strong> polymère. Des <strong>modélisation</strong>s fines, proches<br />
<strong>de</strong>s phénomènes physiques réels ont permis d’obtenir <strong>de</strong>s premiers résultats encourageants.<br />
En eff<strong>et</strong> les prévisions <strong>de</strong> la montée en température ainsi que l’évolution <strong>de</strong> la composition<br />
<strong>du</strong> système correspon<strong>de</strong>nt assez bien à la réalité <strong>de</strong> notre expérience. Ainsi, ce travail<br />
représente une étape décisive dans la compréhension <strong>et</strong> l’optimisation <strong>du</strong> cycle thermique<br />
<strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Cependant, <strong>de</strong>s inconnues qui nuisent à la précision <strong>de</strong>s simulations <strong>de</strong>meurent encore, car<br />
certaines données utilisées sont celles <strong>de</strong> la littérature, où sont rarement mentionnées les<br />
caractéristiques <strong>de</strong>s copolymères. Pour plus <strong>de</strong> rigueur, il est nécessaire dans le futur <strong>de</strong><br />
mesurer expérimentalement les propriétés <strong>du</strong> copolymère utilisé.<br />
Dans l’optique <strong>de</strong> l’optimisation <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, il est maintenant concevable<br />
d’utiliser c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> locale pour modéliser le moule réel ainsi que l’ensemble <strong>de</strong>s<br />
phénomènes. De ce fait, les perspectives sont nombreuses. Le modèle peut être adapté à la<br />
géométrie <strong>du</strong> moule réel. Le rayonnement thermique intervenant au cours <strong>du</strong> cycle <strong>de</strong><br />
fabrication peut aussi être pris en compte, car les polymères sont souvent semi-transparents.<br />
Les résultats obtenus <strong>de</strong> la sorte pourront ainsi être comparés à <strong>de</strong>s résultats expérimentaux<br />
directement obtenus sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
De même, le modèle d’évacuation <strong>de</strong> l’air proposé peut être généralisé au système <strong>de</strong> la<br />
machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> réelle, ce qui perm<strong>et</strong>trait <strong>de</strong> prédire la composition <strong>et</strong> les propriétés<br />
finales <strong>de</strong> la pièce.<br />
Toutefois, <strong>et</strong> afin <strong>de</strong> mieux se rapprocher <strong>de</strong> la réalité in<strong>du</strong>strielle, une étu<strong>de</strong> dynamique <strong>du</strong><br />
système doit compléter notre travail. Pour cela, la simulation <strong>du</strong> mouvement (écoulement)<br />
<strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre dans le moule en rotation biaxiale doit être effectuée, <strong>et</strong> une proposition<br />
d’un type d’écoulement (avalanche, en bloc, …) sera nécessaire, afin d’y parvenir.<br />
Des perspectives d’optimisation <strong>et</strong> d’utilisation in<strong>du</strong>strielles indéniables seront ainsi<br />
possibles.<br />
- 144 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
4. Etu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques grâce à la fluxmétrie (LTN)<br />
4.1. Objectifs<br />
L’objectif final <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> est idéalement <strong>de</strong> déterminer les paramètres cinétiques <strong>du</strong><br />
modèle <strong>de</strong> cristallisation, directement à partir <strong>du</strong> relevé <strong>de</strong>s températures <strong>et</strong> <strong>du</strong> flux lors d'un<br />
moulage in-situ.<br />
Les objectifs intermédiaires sont <strong>de</strong> :<br />
-vali<strong>de</strong>r le modèle <strong>de</strong> détermination <strong>de</strong>s températures au sein <strong>du</strong> matériau<br />
-écrire un modèle perm<strong>et</strong>tant l’obtention <strong>de</strong>s con<strong>du</strong>ctivités <strong>du</strong> polymère à l’état soli<strong>de</strong> <strong>et</strong> à<br />
l’état fon<strong>du</strong>, en utilisant les relevés <strong>de</strong> T° <strong>et</strong> <strong>de</strong> flux d’un essai <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> instrumenté.<br />
Dans ce chapitre, nous présentons la méthodologie utilisée <strong>et</strong> sa validation expérimentale<br />
pour décrire le couplage entre les échanges thermiques <strong>et</strong> les changements <strong>de</strong> phase <strong>de</strong><br />
polymères semi-cristallins. Pour cela, <strong>de</strong>s mesures <strong>de</strong> flux ont été menées puis analysées.<br />
4.2. Caractérisation thermique <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> détermination <strong>du</strong><br />
modèle cinétique<br />
Le matériau utilisé dans c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> est C2a, car nous avons montré que le matériau C2 était<br />
le plus apte au <strong>rotomoulage</strong>. En complément <strong>de</strong>s caractérisations faites à la partie A, les<br />
caractéristiques thermiques <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> sa cinétique <strong>de</strong> cristallisation ont été déterminées.<br />
4.2.1. Propriétés thermiques <strong>du</strong> matériau<br />
Pour étudier <strong>et</strong> modéliser les échanges thermiques pour un polymère semi-cristallin, il est<br />
nécessaire <strong>de</strong> prendre en compte la dépendance <strong>de</strong> ses propriétés thermophysiques <strong>de</strong> la<br />
température <strong>et</strong> <strong>de</strong> la cristallisation. Le paramètre adapté pour suivre la cristallisation, comme<br />
l’a montré Fulchiron [122] est le taux <strong>de</strong> transformation massique α défini par :<br />
X α = C<br />
Équation 84<br />
X<br />
∞<br />
où XC est le taux <strong>de</strong> cristallinité dépendant <strong>du</strong> temps, <strong>de</strong> la température <strong>et</strong> <strong>de</strong> la pression <strong>et</strong><br />
X<br />
∞<br />
le taux <strong>de</strong> cristallinité à la fin <strong>de</strong> la cristallisation. Pendant le <strong>rotomoulage</strong>, la pression<br />
reste constante pendant le cycle <strong>de</strong> mise en forme <strong>et</strong> elle est égale à la pression<br />
atmosphérique. Par conséquent, les valeurs <strong>de</strong> capacité calorifique (Cp) <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsité (ρ)<br />
peuvent être considérées comme indépendante <strong>de</strong> la pression. Une loi <strong>de</strong> mélange est utilisée<br />
pour déterminer ces paramètres :<br />
Cp<br />
ρ<br />
( α T ) = αCp<br />
( T ) + ( 1−α<br />
) Cp ( T )<br />
, Équation 85<br />
sc<br />
( α T ) = αρ ( T ) + ( 1−α<br />
) ρ ( T )<br />
sc<br />
a<br />
a<br />
, Équation 86<br />
- 145 -
Estelle Pérot<br />
L’indice « sc » représente une propriété d’un matériau à l’état semi-cristallin <strong>et</strong> « a » à l’état<br />
amorphe. Pour déterminer l’évolution <strong>de</strong> la capacité calorifique dans ces <strong>de</strong>ux phases, la<br />
DSC a été utilisée. L’évolution <strong>de</strong> chacune <strong>de</strong>s phases en fonction <strong>de</strong> la température a été<br />
trouvée comme étant linéaire. Les valeurs sont données par l’Équation 87 :<br />
Cp<br />
a<br />
= 2188 + 2.5×<br />
T<br />
Équation 87<br />
Cpsc<br />
= 1645 + 7.11×<br />
T<br />
Avec T en °C <strong>et</strong> Cp en J/kg.K<br />
La <strong>de</strong>nsité a été déterminée à l’état soli<strong>de</strong> à une température <strong>de</strong> 20°C. La valeur trouvée est<br />
i<strong>de</strong>ntique à celle obtenue par Legoff [105] pour un polymère semblable. Pour c<strong>et</strong>te raison, les<br />
valeurs obtenues <strong>du</strong> volume spécifique, qui est l’inverse <strong>de</strong> la masse volumique, ont été<br />
utilisées dans notre étu<strong>de</strong>.<br />
−3<br />
−7<br />
Va<br />
= 1.138.10<br />
+ 6.773.10 × T<br />
Équation 88<br />
−3<br />
−7<br />
Vsc<br />
= 1.077.10 + 4.265.10 × T<br />
Avec T en °C <strong>et</strong> V en m 3 /kg<br />
Les valeurs <strong>de</strong> con<strong>du</strong>ctivité thermique sont données par l’Équation 89. Elles ont été mesurées<br />
à l’état soli<strong>de</strong> sur plaque chau<strong>de</strong> gardée [123]. Comme pour la <strong>de</strong>nsité, les valeurs trouvées<br />
étaient très proches <strong>de</strong>s valeurs <strong>de</strong> Legoff [105]. C’est pourquoi nous avons utilisé la valeur<br />
<strong>de</strong> Legoff [105] pour la con<strong>du</strong>ctivité <strong>du</strong> polymère semi-cristallin.<br />
−1<br />
−1<br />
λ = 0.18 W.<br />
m . K<br />
Équation 89<br />
a<br />
−1<br />
−1<br />
λsc<br />
= 0.26 W.<br />
m . K<br />
La con<strong>du</strong>ctivité thermique est considérée comme étant indépendante <strong>de</strong> la température sur<br />
l’intervalle <strong>de</strong> température utilisé dans c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong>. La con<strong>du</strong>ctivité globale est déterminée<br />
par une loi <strong>de</strong> mélange, comme les autres paramètres :<br />
λ<br />
( α T ) = αλ sc<br />
+ ( 1−α<br />
) λ a<br />
, Équation 90<br />
4.2.2. Détermination <strong>de</strong> la cinétique <strong>de</strong> cristallisation<br />
Les trois principaux modèles utilisés pour décrire les cinétiques <strong>de</strong> cristallisation <strong>de</strong><br />
polymères semi-cristallins sont ceux d’Avrami, Ozawa <strong>et</strong> Nakamura. Les mécanismes <strong>de</strong><br />
cristallisations sont décrits dans [105, 122]. La théorie d’Avrami décrit l’évolution <strong>de</strong>s<br />
cristallisations isothermes. Ozawa a éten<strong>du</strong> c<strong>et</strong>te théorie pour les vitesses <strong>de</strong> refroidissement<br />
constantes. Le modèle <strong>de</strong> Nakamura a pour but <strong>de</strong> prédire la cristallisation pour une histoire<br />
thermique quelconque.<br />
Le modèle d’Avrami est décrit par l’Équation 91 :<br />
n<br />
( ⋅t<br />
)<br />
() t = 1−<br />
exp − K ( T )<br />
α Équation 91<br />
Avrami<br />
Dans ce modèle, les <strong>de</strong>ux paramètres inconnus sont la constante d’Avrami (KAvrami), qui<br />
dépend <strong>de</strong> la température, <strong>et</strong> l’exposant d’Avrami (n). Pour estimer ces paramètres, plusieurs<br />
expériences <strong>de</strong> cristallisations isothermes ont été menées à différentes températures, sur une<br />
- 146 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
DSC Pyris <strong>de</strong> Perkin Elmer. Les limites techniques <strong>de</strong> ce calorimètre nous ont empêchés <strong>de</strong><br />
réaliser <strong>de</strong>s cristallisations isothermes en <strong>de</strong>ssous <strong>de</strong> 128°C. A <strong>de</strong>s températures supérieures<br />
à 140°C, le rapport entre le bruit <strong>de</strong> mesure <strong>et</strong> la valeur <strong>du</strong> flux était trop élevé pour avoir <strong>de</strong>s<br />
résultats précis.<br />
0.40<br />
0.00<br />
Heat flux (W/g)<br />
-0.40<br />
-0.80<br />
-1.20<br />
-1.60<br />
1000<br />
Time (s)<br />
Figure 99 : Flux <strong>de</strong> chaleur mesuré pour <strong>de</strong>s cristallisations isothermes ( 128°C, 130°C,<br />
132°C, 136°C, • 140°C)<br />
La métho<strong>de</strong> consiste à mesurer le taux <strong>de</strong> transformation relatif au flux <strong>de</strong> chaleur mesuré<br />
par DSC, comme le présente la Figure 99. Le calcul <strong>de</strong>s aires partielles (aire sous le pic <strong>de</strong><br />
cristallisation à un instant t divisé par l’aire totale sous le pic) donne<br />
α()<br />
t<br />
.<br />
Ensuite, en traçant<br />
log[ − ln( 1−α()<br />
t )]<br />
en fonction <strong>de</strong><br />
log()<br />
t<br />
pour chaque cristalisation<br />
isotherme, <strong>de</strong>s courbes parallèles sont obtenues <strong>et</strong> représentées à la Figure 100. Ces courbes<br />
peuvent être facilement interpolées par <strong>de</strong>s droites dont la pente représente l’exposant<br />
log( K )<br />
d’Avrami : n. L’ordonnée à l’origine donne la valeur <strong>du</strong> Avrami<br />
en fonction <strong>de</strong> chaque<br />
température d’isotherme. Pour le matériau étudié, la valeur <strong>de</strong> n obtenue est proche <strong>de</strong> 3.<br />
C’est une valeur caractéristique pour les polyoléfines.<br />
- 147 -
Estelle Pérot<br />
2.0<br />
0.0<br />
Log(-ln(1-alpha(t))<br />
-2.0<br />
-4.0<br />
-6.0<br />
-8.0<br />
0.0 1.0 2.0 3.0 4.0<br />
Log(t)<br />
Figure 100 : Détermination <strong>de</strong> n pour les cristallisations isothermes ( 128°C, 130°C, <br />
132°C, ∆ 134°C, 136°C, • 140°C, ― interpolation)<br />
Toutefois, ce modèle perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> représenter la cristallisation seulement sous <strong>de</strong>s conditions<br />
isothermes <strong>et</strong> pour une gamme limitée <strong>de</strong> températures, qui ne sont pas celles rencontrées<br />
pendant le <strong>rotomoulage</strong>. Comme la valeur <strong>de</strong> n est maintenant connue, nous pouvons<br />
essayer d’estimer les valeurs <strong>de</strong>s paramètres <strong>du</strong> modèle <strong>de</strong> Nakamura, qui est représenté à<br />
l’Équation 92. Dans ce modèle, le paramètre inconnu est la fonction KNakamura, dépendante <strong>de</strong><br />
la température.<br />
⎡ t<br />
n<br />
⎛<br />
⎞ ⎤<br />
Équation 92<br />
α () t = 1−<br />
exp⎢−<br />
⎜ ( ) ⎟ ⎥<br />
⎢<br />
∫ K<br />
Nakamura<br />
T ⋅ dt<br />
⎣ ⎝ 0<br />
⎠ ⎥<br />
⎦<br />
Une étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> Pattel <strong>et</strong> Sprueill [117] a permis <strong>de</strong> simplifier c<strong>et</strong>te relation complexe en une<br />
expression plus compacte <strong>et</strong> très utile pour la <strong>modélisation</strong> thermique (Équation 93).<br />
∂α<br />
n−1<br />
= n ⋅ K ( ) ( ) [ ] n<br />
Nakamura<br />
T ⋅ 1−α<br />
⋅ − ln(1 −α)<br />
Équation 93<br />
∂t<br />
En outre, en considérant que la température est constante dans l’Équation 92, une relation<br />
simple peut être trouvée entre KAvrami <strong>et</strong> KNakamura (Équation 94).<br />
1<br />
= n<br />
Équation 94<br />
K Nakamura<br />
K Avrami<br />
Pour déterminer KNakamura, plusieurs expériences ont été menées sur la DSC, à différentes<br />
vitesses <strong>de</strong> refroidissement. Les résultats obtenus sont présentés à la Figure 101. Cependant,<br />
les limites techniques <strong>de</strong> la DSC utilisée ne nous ont pas permis d’avoir <strong>de</strong>s mesures précises<br />
pour les gran<strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> refroidissement. Nous avons décidé <strong>de</strong> limiter la vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement à 20K/min. C<strong>et</strong>te limitation nous empêche d’atteindre <strong>de</strong>s températures<br />
inférieures à 114°C <strong>et</strong> donc d’avoir les valeurs <strong>de</strong> KNakamura pour <strong>de</strong>s températures plus basses.<br />
Cependant, dans c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong>, cela ne pose pas <strong>de</strong> problème car pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, les vitesses <strong>de</strong> refroidissement sont relativement lentes (autour <strong>de</strong> 10K/min).<br />
- 148 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2.0<br />
0.0<br />
Heat flux (W/g)<br />
-2.0<br />
-4.0<br />
-6.0<br />
-8.0<br />
112 116 120 124 128 132 136<br />
Temperature (°C)<br />
Figure 101 : Flux <strong>de</strong> chaleur mesuré pour <strong>de</strong>s cristallisations à vitesses <strong>de</strong> refroidissement<br />
constantes<br />
( 2K/min, • 5K/min, 10K/min, 20K/min)<br />
Pour les mesures réalisées avec <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> refroidissement, KNakamura est donné par<br />
l’Équation 95 :<br />
∂α<br />
K<br />
Nakamura<br />
( T )<br />
∂t<br />
Équation 95<br />
=<br />
n−1<br />
n ⋅ ( 1−α<br />
) ⋅[ − ln(1 −α)<br />
] n<br />
∂α<br />
Pour chaque température, α <strong>et</strong> sont connus. KNakamura peut alors être représenté en<br />
∂t<br />
fonction <strong>de</strong> la température. La Figure 102 représente l’évolution <strong>de</strong> ln ( K Nakamura<br />
) en fonction<br />
<strong>de</strong> la température. En considérant l’Équation 94, nous pouvons voir que les valeurs obtenues<br />
pour la détermination <strong>de</strong>s paramètres d’Avrami peuvent être ajoutées à la représentation.<br />
Nous pouvons remarquer que les valeurs déterminées par les <strong>de</strong>ux protocoles (isothermes <strong>et</strong><br />
à vitesses <strong>de</strong> refroidissement constantes) se recoupent. Ces points sont alors interpolés par<br />
un polynôme <strong>de</strong> <strong>de</strong>gré 3. Ce polynôme interpole les mesures entre 120°C <strong>et</strong> 146°C <strong>et</strong> les<br />
extrapole au-<strong>de</strong>ssous <strong>et</strong> au-<strong>de</strong>ssus. Au cours <strong>de</strong> nos expériences <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, la<br />
cristallisation a lieu entre 118°C <strong>et</strong> 140°C, ce qui appartient à la zone d’interpolation <strong>de</strong>s<br />
expériences DSC.<br />
- 149 -
Estelle Pérot<br />
-6<br />
-8<br />
-10<br />
ln(Knakamura^3) (1/s^3)<br />
-12<br />
-14<br />
-16<br />
-18<br />
-20<br />
-22<br />
-24<br />
110 120 130 140 150<br />
Temperature (°C)<br />
Figure 102 : Valeurs expérimentales ( isothermes, vitesse <strong>de</strong> refroidissement constante)<br />
<strong>et</strong> modéle (―) pour K nakamura<br />
Un autre paramètre qui peut être obtenu à partir <strong>de</strong>s mesures par DSC est l’enthalpie totale<br />
<strong>de</strong> cristallisation, qui correspond à l’aire totale sous le pic <strong>de</strong> cristallisation, aussi bien pour<br />
les expériences isothermes que pour celles à vitesses <strong>de</strong> refroidissement constantes. Une<br />
valeur <strong>de</strong> 90J/g a été trouvée quelle que soit l’expérience.<br />
4.3. Mise en œuvre par <strong>rotomoulage</strong> avec instrumentation par<br />
fluxmétrie<br />
4.3.1. Système expérimental<br />
Pour les mêmes raisons citées antérieurement, le polymère C2a a été utilisé avec une mise en<br />
forme au moyen <strong>du</strong> moule parallélépipédique, monté sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Rotoline. La masse <strong>de</strong> poudre chargée dans le moule est <strong>de</strong> 588g, afin d’obtenir <strong>de</strong>s pièces<br />
d’une épaisseur <strong>de</strong> 3 mm. Les vitesses <strong>de</strong> rotation sont <strong>de</strong> l’ordre <strong>de</strong> 5tr/min pour l’axe<br />
principal (bras) <strong>et</strong> 4tr/min pour l’axe secondaire (plateau). La chauffe à 215°C <strong>du</strong>re 80<br />
minutes afin d’assurer une fusion complète sans dégra<strong>de</strong>r le matériau <strong>et</strong> d’atteindre <strong>de</strong>s<br />
conditions isothermes. Le refroidissement <strong>du</strong> moule toujours en rotation <strong>du</strong>re 80 minutes.<br />
Ces paramètres <strong>de</strong> mise en œuvre sont inhabituelles dans l’in<strong>du</strong>strie <strong>et</strong> sont imposés ici par<br />
les températures limites <strong>du</strong> capteur <strong>de</strong> flux.<br />
Pour quantifier les échanges thermiques au cours <strong>du</strong> cycle <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, le moule est<br />
instrumenté par <strong>de</strong>ux types <strong>de</strong> capteurs : <strong>de</strong>s thermocouples <strong>et</strong> un capteur <strong>de</strong> flux, comme le<br />
présente la Figure 103. Les thermocouples utilisés sont <strong>de</strong> type K <strong>et</strong> <strong>de</strong> 0,1mm <strong>de</strong> diamètre.<br />
Le capteur <strong>de</strong> flux utilisé est un capteur fin flexible, <strong>de</strong> marque Captec. Il est constitué d’un<br />
réseau thermoélectrique laminé placé entre <strong>de</strong>ux couches <strong>de</strong> polymère flexible. Son épaisseur<br />
- 150 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
2<br />
est <strong>de</strong> 0,4mm, sa surface est égale à 30*30 mm2 <strong>et</strong> sa sensibilité est <strong>de</strong>3µ V/Wm . Ce capteur<br />
est placé sur le couvercle <strong>du</strong> moule avec <strong>de</strong> la graisse con<strong>du</strong>ctrice afin <strong>de</strong> mesurer la quantité<br />
<strong>de</strong> chaleur échangée entre le système moule/polymère <strong>et</strong> l’environnement ambiant. En<br />
considérant une con<strong>du</strong>ctivité thermique égale à 0.2W/mK pour le capteur <strong>de</strong> flux, la<br />
−3 2<br />
résistance thermique in<strong>du</strong>ite est d’environ 2.10 Km /W . C<strong>et</strong>te résistance doit être<br />
comparée à celle imposée par le coefficient d’échange convectif h entre le moule <strong>et</strong><br />
l’ambiante. Si on considère pour h une valeur moyenne <strong>de</strong> 20W/m 2 K , la résistance<br />
équivalente in<strong>du</strong>ite est <strong>de</strong> 0.05Km 2 /W , ce qui est 25 fois supérieur à celle générée par le<br />
capteur lui-même. Le capteur ne flux ne modifie donc pas les échanges thermiques existants.<br />
Figure 103 : Schéma <strong>de</strong> la vue en coupe <strong>du</strong> moule instrumenté<br />
Pour déterminer précisément l’évolution <strong>de</strong> température, quatre thermocouples ont été<br />
utilisés comme capteur sur <strong>et</strong> dans le moule. Le premier thermocouple (Text_moule) est fixé<br />
sur la surface externe <strong>du</strong> moule, à côté <strong>du</strong> capteur <strong>de</strong> flux. Le second thermocouple<br />
(Tint_moule) est placé sur la surface interne <strong>du</strong> couvercle, entre le moule <strong>et</strong> le polymère. Ces<br />
<strong>de</strong>ux thermocouples nous perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong> connaître l’évolution <strong>de</strong> température dans le métal.<br />
Ils sont maintenus en position grâce à un adhésif résistant aux températures élevées. Le<br />
contact entre la surface <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> les thermocouples est assuré par <strong>de</strong> la graisse<br />
con<strong>du</strong>ctrice. Un troisième thermocouple (Tair_interne), qui passe à travers l’évent, mesure<br />
une température représentative <strong>de</strong> celle <strong>de</strong> l’air au centre <strong>de</strong> la cavité <strong>du</strong> moule. Le<br />
quatrième thermocouple est placé pour être positionné à l’intérieur <strong>du</strong> polymère une fois la<br />
poudre fon<strong>du</strong>e, grâce au système représenté à la Figure 104. Ce thermocouple est installé sur<br />
un support en forme d’anneau vissé dans le couvercle <strong>du</strong> moule, à l’intérieur. Deux trous ont<br />
été percés dans l’anneau afin <strong>de</strong> fixer le thermocouple. Le fil est maintenu mécaniquement<br />
d’un coté <strong>et</strong> est étiré par un ressort <strong>de</strong> l’autre coté. Le but <strong>de</strong> ce montage est <strong>de</strong> maintenir le<br />
thermocouple ten<strong>du</strong> afin qu’il reste parallèle aux isothermes même quand le fil s’allonge à<br />
cause <strong>de</strong> l’augmentation <strong>de</strong> température, ou inversement. Sa position est vérifiée après<br />
solidification <strong>du</strong> polymère. Un très faible déplacement (5%) a été observé. Un thermocouple<br />
supplémentaire est placé à l’extérieur <strong>du</strong> moule pour mesurer la température <strong>de</strong> l’air<br />
ambiant, c’est à dire soit l’air <strong>du</strong> four (en phase <strong>de</strong> chauffe) soit l’air extérieur (en phase <strong>de</strong><br />
refroidissement).<br />
- 151 -
Estelle Pérot<br />
Figure 104 : Thermocouple étiré dans son anneau<br />
La rotation <strong>du</strong> moule empêche <strong>de</strong> connecter directement les capteurs au système<br />
d’acquisition. Pour c<strong>et</strong>te raison, un système <strong>de</strong> communication sans fil est utilisé. En réalité,<br />
<strong>de</strong>ux systèmes séparés sont utilisés : un pour les thermocouples <strong>et</strong> l’autre pour le capteur <strong>de</strong><br />
flux. Le système Datapaq® (présenté dans la partie A) est utilisé pour les températures. Le<br />
système MCE® est utilisé pour transm<strong>et</strong>tre en temps réel la mesure <strong>de</strong> flux. Il est composé<br />
d’un ém<strong>et</strong>teur FM, d’un récepteur à sortie analogique <strong>et</strong> d’un convertisseur<br />
analogique/numérique pour obtenir les valeurs numériques <strong>du</strong> flux. Pendant le cycle <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, les <strong>de</strong>ux ém<strong>et</strong>teurs sont placés dans la valis<strong>et</strong>te isolée thermiquement <strong>et</strong> fixée<br />
sur le couvercle <strong>du</strong> moule, comme le montre la Figure 105. Les récepteurs sont connectés<br />
tous les <strong>de</strong>ux à un ordinateur.<br />
Figure 105 : Moule instrumenté<br />
- 152 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
4.3.2. Essais réalisés avec le fluxmètre<br />
Nous avons réalisé une dizaine d’essais mais parmi eux seuls trois sont exploitables car <strong>de</strong>s<br />
problèmes ont été rencontrés au niveau <strong>de</strong> l’étalonnage <strong>de</strong> l’enregistreur <strong>de</strong> flux, au niveau<br />
<strong>de</strong> la tenue en température <strong>du</strong> capteur <strong>de</strong> flux (désoudage fréquent <strong>de</strong>s fils reliés au le<br />
capteur), au niveau <strong>de</strong> la précision <strong>de</strong> l’ensemble <strong>de</strong>s thermocouples, <strong>et</strong>c.<br />
Les courbes <strong>de</strong> températures, superposées avec la courbe <strong>de</strong> flux, sont représentées sur la<br />
Figure 106, pour l’un <strong>de</strong>s essais réalisés.<br />
300<br />
8000<br />
250<br />
6000<br />
4000<br />
Température (°C)<br />
200<br />
150<br />
100<br />
2000<br />
0<br />
-2000<br />
Flux (W/m²)<br />
TC1(°C)<br />
TC2(°C)<br />
TC3(°C)<br />
TC4(°C)<br />
TC5(°C)<br />
Flux(W/m²)<br />
-4000<br />
50<br />
-6000<br />
0<br />
-8000<br />
0 2000 4000 6000 8000 10000 12000 14000<br />
Temps (s)<br />
Figure 106 : Evolution <strong>du</strong> flux <strong>et</strong> <strong>de</strong>s températures en fonction <strong>du</strong> temps, au cours d'un cycle<br />
<strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
La Figure 106 montre que la courbe <strong>de</strong> flux ne présente pas <strong>de</strong> palier au moment <strong>de</strong> la fusion<br />
<strong>et</strong> <strong>de</strong> la cristallisation.<br />
Le <strong>de</strong>uxième cycle <strong>de</strong> chauffe <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement perm<strong>et</strong> d’obtenir la valeur <strong>de</strong><br />
con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> polymère à l’état soli<strong>de</strong>, car la température <strong>de</strong> la matière reste<br />
inférieure à sa température <strong>de</strong> fusion.<br />
4.4. Etu<strong>de</strong>s <strong>de</strong>s échanges thermiques pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong><br />
Les résultats présentés dans ce paragraphe ont été obtenus au cours d’un cycle compl<strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>. Ils sont divisés en <strong>de</strong>ux parties : l’une pour la chauffe <strong>et</strong> l’autre pour le<br />
refroidissement.<br />
- 153 -
Estelle Pérot<br />
4.4.1. Phase <strong>de</strong> chauffe<br />
Le moule en rotation est placé dans le four chauffé à une température <strong>de</strong> 215°C. Les<br />
températures enregistrées par les thermocouples sont présentées à la Figure 107. Leur<br />
évolution peut être décrite suivant trois phases.<br />
250<br />
200<br />
Temperature (°C)<br />
150<br />
100<br />
50<br />
0<br />
0 300 600 900 1200 1500 1800 2100 2400 2700 3000 3300<br />
Time (s)<br />
Figure 107 : Evolution <strong>de</strong>s températures pendant la chauffe ( T ext_moule , T int_moule , <br />
T polymère , • T air_interne )<br />
La première phase va <strong>de</strong> 50s à 900s. 50s correspond au moment où le moule est intro<strong>du</strong>it<br />
dans le four. Toutes les températures augmentent vers celle <strong>du</strong> four. Le thermocouple le plus<br />
chaud est logiquement celui placé sur la surface externe <strong>du</strong> moule (Text_moule). Ensuite vient<br />
celui situé sur la surface interne <strong>du</strong> moule (Tint_moule), puis celui placé dans l’air interne<br />
(Tair_interne). Cependant, <strong>de</strong>s fluctuations peuvent être observées pour le thermocouple placé<br />
« dans le polymère ». Les températures mesurées par ce thermocouple fluctuent entre<br />
Tint_moule <strong>et</strong> une température inférieure à Tair_interne. Pendant c<strong>et</strong>te phase, le polymère est à l’état<br />
soli<strong>de</strong>, sous forme <strong>de</strong> poudre. Comme le moule tourne, la poudre tombe par gravité vers la<br />
partie la plus basse <strong>du</strong> moule. Donc alternativement la poudre couvre <strong>et</strong> découvre le<br />
thermocouple, ce qui explique que Tpolymère enregistre soit la température <strong>du</strong> polymère, soit la<br />
température <strong>de</strong> l’air. Quand le thermocouple n’est pas couvert par la poudre, il détecte une<br />
température très proche <strong>de</strong> celle <strong>du</strong> moule (Tint_moule). Ce résultat est dû à la position <strong>de</strong><br />
Tpolymère à 1,5mm <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> moule. Quand il est couvert par le polymère, on peut voir que<br />
la température enregistrée est plus froi<strong>de</strong> que celle <strong>de</strong> l’air interne. La raison <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te<br />
évolution est que, avant la fusion, le polymère en poudre couvre une p<strong>et</strong>ite partie <strong>de</strong> la paroi<br />
<strong>du</strong> moule donc la chaleur venant <strong>du</strong> four est directement transférée vers l’air à travers le<br />
métal <strong>du</strong> moule. La faible inertie thermique <strong>de</strong> l’air contribue à faciliter sa chauffe par<br />
rapport à celle <strong>du</strong> polymère. De plus, le fait que le polymère soit concentré sur une p<strong>et</strong>ite<br />
partie <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> donc avec une gran<strong>de</strong> épaisseur, rend son réchauffement plus difficile.<br />
- 154 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
La <strong>de</strong>uxième phase se déroule entre 900 <strong>et</strong> 1800s. Elle correspond à la fusion <strong>du</strong> polymère.<br />
Plusieurs phénomènes peuvent être observés. Le premier d’entre eux est la disparition <strong>de</strong>s<br />
fluctuations qui se pro<strong>du</strong>it à une température d’environ 150°C. C<strong>et</strong>te température est plus<br />
élevée que la température <strong>de</strong> fusion <strong>du</strong> matériau. En fait, la fusion commence avant qu'elle<br />
puisse être détectée par Tpolymère. En eff<strong>et</strong>, le polymère fond d’abord sur la paroi <strong>du</strong> moule.<br />
Ensuite, l'épaisseur <strong>de</strong> polymère fon<strong>du</strong> augmente <strong>et</strong> finalement le thermocouple Tpolymère est<br />
recouvert. Mais, pendant ce temps, la température <strong>du</strong> moule a augmenté. Après avoir été<br />
recouvert, le thermocouple peut effectivement être utilisé pour mesurer la température <strong>du</strong><br />
polymère. Un <strong>de</strong>uxième phénomène observé pendant c<strong>et</strong>te phase est que la température <strong>de</strong><br />
l’air interne augmente moins rapi<strong>de</strong>ment que lors <strong>de</strong> la phase précé<strong>de</strong>nte. Pendant que le<br />
polymère fond, il couvre progressivement les parois <strong>du</strong> moule avec une épaisseur croissante,<br />
causant <strong>de</strong> ce fait une résistance thermique plus élevée pour le flux <strong>de</strong> chaleur. En outre,<br />
comme la fusion est une réaction endothermique, le polymère absorbe la chaleur venant <strong>du</strong><br />
four <strong>et</strong> empêche donc l'air en cavité intérieure <strong>de</strong> chauffer.<br />
Après la fusion, après le croisement <strong>de</strong>s courbes, nous voyons que la température <strong>du</strong> moule<br />
est inférieure à la température <strong>du</strong> polymère qui est égale à celle <strong>de</strong> l’air interne au moule. La<br />
température <strong>de</strong> l’air <strong>du</strong> four est supérieure à la température <strong>du</strong> moule (intérieure <strong>et</strong><br />
extérieure). Donc la chaleur échangée par convection va <strong>du</strong> four vers le moule. Le flux<br />
convectif perçu par le capteur est donc positif. Or le flux mesuré par le capteur <strong>de</strong> flux est<br />
négatif. Donc le flux radiatif <strong>de</strong>vient prépondérant. Sachant que les parois <strong>du</strong> four sont plus<br />
froi<strong>de</strong>s que l’air <strong>du</strong> four, le flux radiatif a donc tendance à refroidir les parois <strong>du</strong> moule. Des<br />
mesures <strong>de</strong> la température <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> four ont été faites afin <strong>de</strong> vérifier c<strong>et</strong>te hypothèse.<br />
Les températures ont bien été trouvées inférieures (d’environ 20°C) à celle <strong>de</strong> l’air <strong>du</strong> four.<br />
La <strong>de</strong>rnière phase se pro<strong>du</strong>it après 1800s <strong>et</strong> correspond à l'homogénéisation <strong>de</strong>s<br />
températures. Cependant, à 2800s, un phénomène inatten<strong>du</strong> se pro<strong>du</strong>it. Les températures <strong>du</strong><br />
polymère <strong>et</strong> <strong>de</strong> l'air dans la cavité intérieure <strong>de</strong>viennent soudainement plus élevées que la<br />
température <strong>du</strong> moule. L'augmentation soudaine <strong>de</strong> la température peut être expliquée par<br />
le dégagement d'air contenu dans le polymère. Dans ce cas, les transferts thermiques sont<br />
améliorés, la con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> polymère sans air étant augmentée. Les travaux sur<br />
la <strong>de</strong>nsification, effectués en parallèle <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong>, ont permis d’estimer le temps qu’il faut<br />
à l’air pour être dissout. Ce temps est conforme à notre expérience.<br />
4.4.2. Phase <strong>de</strong> refroidissement<br />
Après la fusion totale <strong>du</strong> matériau, le moule est r<strong>et</strong>iré <strong>du</strong> four <strong>et</strong> refroidi par <strong>de</strong> l’air pulsé.<br />
4.4.2.1.Mesures <strong>de</strong> températures<br />
Les températures enregistrées par les thermocouples pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement<br />
sont présentées sur la Figure 108. Comme pour la phase <strong>de</strong> chauffage, l'évolution peut être<br />
divisée en trois parties. La première va <strong>de</strong> 4270s à 4830s (4270s correspond à l’instant où le<br />
moule est r<strong>et</strong>iré <strong>du</strong> four). Avant 4720s, les températures sont stabilisées <strong>et</strong> l’écart entre la<br />
température <strong>du</strong> polymère <strong>et</strong> celle <strong>du</strong> moule est égal à 3K. Pendant le début <strong>du</strong><br />
refroidissement, les températures diminuent avec la même vitesse <strong>de</strong> refroidissement. L'écart<br />
entre les trois températures reste le même jusqu'à 4830s. Ce type d'évolution est<br />
- 155 -
Estelle Pérot<br />
généralement appelé régime glissant. Il peut être considéré comme une succession d’états<br />
quasi-stationnaires. L'interpolation linéaire <strong>de</strong>s courbes pendant c<strong>et</strong>te phase indique que la<br />
vitesse <strong>de</strong> refroidissement est <strong>de</strong> 10,5K/min, ce qui appartient à la gamme <strong>de</strong> vitesses <strong>de</strong>s<br />
expériences <strong>de</strong> DSC.<br />
La phase suivante, qui se pro<strong>du</strong>it entre 4830s <strong>et</strong> 5100s, correspond à la cristallisation <strong>du</strong><br />
polymère. Elle est caractérisée par un plateau qui apparaît à 130°C pour Tpolymère. Dans <strong>de</strong>s<br />
expériences <strong>de</strong> DSC, la cristallisation commençait à 127°C pour une vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement <strong>de</strong> 10K/min. Cependant, comme le thermocouple placé dans le polymère est<br />
à 1,5mm <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> moule, il n'enregistre pas le début réel <strong>de</strong> la cristallisation. En eff<strong>et</strong>, la<br />
cristallisation se pro<strong>du</strong>it d'abord sur la paroi. Une fois que la cristallisation a commencé,<br />
l'hypothèse d’avoir une vitesse <strong>de</strong> refroidissement constante n’est plus admissible. La<br />
chaleur libérée dans l’échantillon perturbe les transferts thermiques dans l'épaisseur <strong>de</strong> celuici.<br />
Ceci explique la différence entre les mesures DSC <strong>et</strong> les mesures in-situ. Après le plateau,<br />
la température <strong>du</strong> polymère diminue plus rapi<strong>de</strong>ment pour tendre vers la température <strong>du</strong><br />
moule. C<strong>et</strong>te évolution est <strong>du</strong>e à la modification <strong>de</strong>s propriétés thermiques <strong>et</strong><br />
particulièrement <strong>de</strong> la con<strong>du</strong>ctivité thermique qui a une valeur plus élevée pour l'état semicristallin<br />
que pour l'état amorphe <strong>et</strong> améliore ainsi les transferts thermiques. Un plateau peut<br />
également être observé pour Tair_interne. C<strong>et</strong>te évolution tend à montrer que la température <strong>de</strong><br />
l'air interne est imposée par la température <strong>du</strong> polymère. Ceci est dû à la faible capacité<br />
calorifique <strong>de</strong> l'air qui est dans un état quasi stationnaire.<br />
240<br />
200<br />
Temperature (°C)<br />
160<br />
120<br />
80<br />
40<br />
4200 4500 4800 5100 5400<br />
Time (s)<br />
Figure 108 : Températures pendant le refroidissement (T int_moule , T polymère , • T air_interne )<br />
Cependant, dans ce cas, quand la température <strong>du</strong> polymère diminue vers celle <strong>du</strong> moule<br />
après le plateau <strong>de</strong> la cristallisation, la température <strong>de</strong> l'air <strong>de</strong>vrait suivre le même<br />
comportement. Ce n'est pas le cas.<br />
- 156 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
240<br />
200<br />
température (°C)<br />
160<br />
120<br />
matière<br />
air interne près évent<br />
air interne centre<br />
boîte<br />
80<br />
40<br />
4200 4500 4800 5100 5400<br />
temps (s)<br />
Figure 109 : Comparaison <strong>de</strong>s températures <strong>de</strong> l’air interne<br />
Les <strong>de</strong>ux thermocouples situés dans l’air interne sont positionnés l’un au centre <strong>de</strong> la boite <strong>et</strong><br />
l’autre près la sortie <strong>de</strong> l’évent. Les températures mesurées par ces 2 thermocouples sont<br />
différentes : en eff<strong>et</strong>, pendant le refroidissement, la température <strong>de</strong> celui situé au centre<br />
(exposé à plus <strong>de</strong> rayonnement) est plus faible que celle <strong>du</strong> thermocouple situé près <strong>de</strong> la<br />
sortie <strong>de</strong> l’évent (protégé par l’évent <strong>et</strong> qui ne perçoit pas tout le rayonnement <strong>de</strong> toutes les<br />
faces).<br />
Les thermocouples utilisés pour mesurer la température <strong>de</strong> l’air interne ne sont pas équipés<br />
d’un système anti-rayonnement. Un flux radiatif est donc perçu par le thermocouple situé<br />
dans l’air.<br />
De plus, le copolymère utilisé est semi-transparent <strong>et</strong> même transparent à l’état fon<strong>du</strong>.<br />
Avant la cristallisation, le thermocouple situé dans l’air interne perçoit, à travers le polymère<br />
fon<strong>du</strong> transparent, le rayonnement émis par la paroi interne <strong>du</strong> moule, en plus <strong>du</strong> flux<br />
convectif. Les <strong>de</strong>ux flux constants étant additionnés, la température <strong>de</strong> l’air suit donc<br />
exactement la température <strong>de</strong> la matière.<br />
Après la cristallisation, on suppose que le flux convectif est toujours le même mais que le<br />
flux radiatif est plus faible car le polymère cristallisé n’est plus transparent (il est semitransparent).<br />
Le rayonnement que perçoit le thermocouple est alors émis par la surface<br />
interne <strong>du</strong> polymère. Le flux radiatif est donc plus faible. C’est pourquoi la température<br />
mesurée pour l’air interne diminue moins vite que la température <strong>du</strong> polymère.<br />
Une fois que le polymère est cristallisé, la pièce se décolle <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> moule. Après<br />
décollement, on observe que la température <strong>de</strong> la matière dépasse la température <strong>de</strong> l’air<br />
mesurée au centre <strong>de</strong> la boîte. La température <strong>de</strong> la matière tend à se rapprocher <strong>de</strong> la<br />
température <strong>de</strong> l’air le plus chaud, qui est celle mesurée par le thermocouple situé à la sortie<br />
<strong>de</strong> l’évent. C<strong>et</strong>te température d’air est elle bien supérieure à celle <strong>de</strong> la matière. Ceci montre<br />
que la température mesurée au centre <strong>de</strong> la cavité n’est pas la température réelle car il y a <strong>de</strong>s<br />
échanges radiatifs.<br />
- 157 -
Estelle Pérot<br />
En raison <strong>de</strong> la faible inertie thermique <strong>de</strong> l'air, même si une p<strong>et</strong>ite partie <strong>de</strong> l'énergie <strong>de</strong><br />
cristallisation est transférée à l’air, elle est suffisante pour ralentir la diminution <strong>de</strong> sa<br />
température. À 5100s, un changement <strong>de</strong> pente soudain se pro<strong>du</strong>it pour Tpolymère qui tend<br />
alors vers Tair_interne. C<strong>et</strong>te inflexion indique clairement que l'échantillon, qui est maintenant à<br />
l’état soli<strong>de</strong>, s’est décollé <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> moule. Il y a maintenant <strong>de</strong> l’air <strong>de</strong>s <strong>de</strong>ux côtés <strong>de</strong><br />
l’échantillon. Ainsi la température <strong>du</strong> polymère tend vers la température la plus chau<strong>de</strong> qui<br />
est celle <strong>de</strong> la cavité intérieure.<br />
4.4.2.2.Mesures <strong>de</strong> flux<br />
La Figure 110 représente l’évolution <strong>du</strong> flux <strong>de</strong> chaleur <strong>et</strong> <strong>de</strong>s températures <strong>de</strong> la surface<br />
externe <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> <strong>de</strong> l’air extérieur ambiant, pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement (<strong>de</strong>puis<br />
la sortie <strong>du</strong> moule hors <strong>du</strong> four jusqu’à ce que toutes les températures soient isothermes). Les<br />
résultats présentés ici concernent seulement la phase <strong>de</strong> refroidissement, mais ils sont<br />
semblables à ceux <strong>de</strong> la phase <strong>de</strong> chauffage.<br />
250<br />
4.0E+3<br />
200<br />
0.0E+0<br />
Temperature (°C)<br />
150<br />
100<br />
-4.0E+3<br />
Heat flux (W/m²)<br />
50<br />
-8.0E+3<br />
0<br />
4000 5000 6000 7000 8000 9000<br />
Time (s)<br />
-1.2E+4<br />
Figure 110 : Evolution <strong>de</strong>s températures (― Tambiante, Text_moule ) <strong>et</strong> <strong>du</strong> flux (―en<br />
gris) pendant le refroidissement<br />
Après que le moule ait été r<strong>et</strong>iré <strong>du</strong> four, le flux <strong>de</strong> chaleur ainsi que la température <strong>de</strong> l’air<br />
diminuent très rapi<strong>de</strong>ment, allant d'une valeur quasiment nulle à -8000W/m2 pour le flux <strong>et</strong><br />
<strong>de</strong> 215°C à 24°C pour la température <strong>de</strong> l’air. À la fin <strong>du</strong> refroidissement, la température <strong>de</strong><br />
l’air reste égale à 24°C <strong>et</strong> le flux <strong>de</strong> chaleur re<strong>de</strong>vient égal à zéro. Sur les courbes obtenues,<br />
un phénomène important <strong>de</strong> fluctuation <strong>du</strong> flux <strong>de</strong> chaleur <strong>et</strong> <strong>de</strong> la température ambiante<br />
peut être observé. En eff<strong>et</strong>, au début <strong>du</strong> refroidissement, le flux <strong>de</strong> chaleur oscille entre 3800<br />
<strong>et</strong> 7800W/m2 <strong>et</strong> la température <strong>de</strong> l’air ambiant oscille entre 24°C <strong>et</strong> 55°C. Ces fluctuations<br />
diminuent quand le flux <strong>de</strong> chaleur tend vers zéro. Le flux <strong>de</strong> chaleur est inclus entre <strong>de</strong>ux<br />
courbes enveloppes qui ten<strong>de</strong>nt toutes les <strong>de</strong>ux vers zéro. La température <strong>de</strong> l’air oscille<br />
entre la température ambiante <strong>et</strong> une température plus élevée qui diminue progressivement.<br />
- 158 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
Pour mieux comprendre l'origine <strong>de</strong> ces fluctuations, nous avons fait un zoom sur le début<br />
<strong>du</strong> refroidissement : il est représenté sur la Figure 111.<br />
140<br />
-2.0E+3<br />
120<br />
-4.0E+3<br />
Temperature (°C)<br />
100<br />
80<br />
60<br />
40<br />
20<br />
-6.0E+3<br />
-8.0E+3<br />
-1.0E+4<br />
Heat flux (W/m²)<br />
0<br />
Figure 111 : Oscillations <strong>du</strong> flux (<br />
4320 4360 4400 4440<br />
Time (s)<br />
) <strong>et</strong> <strong>de</strong> la température (―)<br />
La Figure 111 montre que les fluctuations correspon<strong>de</strong>nt à <strong>de</strong>s oscillations qui ont une<br />
pério<strong>de</strong> constante égale à 55s. C<strong>et</strong>te pério<strong>de</strong> correspond au temps qu’il faut au moule pour<br />
revenir dans sa position initiale. Ceci montre que les oscillations sont <strong>du</strong>es à la double<br />
rotation <strong>du</strong> moule. En eff<strong>et</strong>, le flux <strong>de</strong> chaleur est plus élevé <strong>et</strong> la température plus basse<br />
quand leurs capteurs passent <strong>de</strong>vant les ventilateurs. Quand le thermocouple passe <strong>de</strong>vant<br />
les parties chau<strong>de</strong>s <strong>du</strong> système, il détecte par rayonnement <strong>et</strong> convection une température<br />
plus élevée. Ce résultat prouve que les échanges thermiques sont différents selon la position<br />
<strong>du</strong> moule. D’ailleurs, le coefficient d’échange thermique entre le moule <strong>et</strong> l’air peut être<br />
déterminé grâce au capteur <strong>de</strong> flux. En eff<strong>et</strong>, comme la température ambiante, la température<br />
<strong>de</strong> surface <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> le flux qui passe par la paroi <strong>du</strong> moule sont connus, le coefficient<br />
d’échange thermique pendant les phases <strong>de</strong> chauffage <strong>et</strong> <strong>de</strong> refroidissement peut être calculé<br />
en utilisant l’Équation 96.<br />
φ<br />
h =<br />
Équation 96<br />
T −T<br />
ambiante ext _ moule<br />
-1.2E+4<br />
Ce résultat est représenté sur la Figure 112. Le coefficient d’échange thermique oscille entre<br />
20 <strong>et</strong> 40W/m2.K dans le four <strong>et</strong> entre 25 <strong>et</strong> 50W/m2.K dans l’air ambiant extérieur. A<br />
l’intérieur <strong>du</strong> four, le phénomène <strong>de</strong> circulation d'air associé au transfert <strong>de</strong> chaleur par<br />
rayonnement est très complexe <strong>et</strong> difficile à modéliser. Néanmoins, le comportement<br />
périodique doit être pris en considération.<br />
- 159 -
Estelle Pérot<br />
60<br />
40<br />
h (W/m².K)<br />
20<br />
0<br />
300 400 500 4500 4600 4700 4800<br />
Time (s)<br />
Figure 112 : Evolution <strong>du</strong> coefficient d’échange thermique pendant la chauffe <strong>et</strong> le<br />
refroidissement<br />
Une simulation numérique a été effectuée avec Comsol® (v3.2a) pour déterminer l'influence<br />
<strong>de</strong>s oscillations sur le flux <strong>de</strong> la chaleur. Le but <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te simulation n'est pas <strong>de</strong> repro<strong>du</strong>ire<br />
exactement l'expérience mais d'observer le comportement <strong>du</strong> système quand une condition<br />
aux limites périodique est imposée. C<strong>et</strong>te simulation bidimensionnelle consiste à modéliser<br />
le moule <strong>et</strong> le polymère par <strong>de</strong>ux rectangles d’une longueur <strong>de</strong> 250mm <strong>et</strong> d’une épaisseur <strong>de</strong><br />
6mm <strong>et</strong> <strong>de</strong> 3mm, respectivement. Les propriétés physiques utilisées dans le modèle sont<br />
présentées dans le Tableau 20.<br />
Propriétés Métal Polymère<br />
Densité (kg/m 3 ) 2700 900<br />
Capacité calorifique (J/kg.K) 900 2500<br />
Con<strong>du</strong>ctivité thermique (W/m.K) 240 0.26<br />
Tableau 20 : Propriétés physiques <strong>de</strong>s matériaux (moule <strong>et</strong> polymère)<br />
Pour simplifier le système, un contact parfait entre le moule <strong>et</strong> le polymère est considéré. Des<br />
conditions adiabatiques sont imposées sur les côtés gauches <strong>et</strong> droits <strong>du</strong> système ainsi que<br />
sur la surface externe <strong>du</strong> polymère. Pour modéliser la condition aux limites à la frontière<br />
entre le moule <strong>et</strong> l'ambiante (dont la température est constante <strong>et</strong> imposée à 300K), nous<br />
définissons un coefficient d’échange thermique par :<br />
⎧ ⎛ 2πx<br />
πt<br />
⎞ ⎫<br />
h = 25. ⎨2<br />
− cos⎜<br />
+ ⎟ ⎬<br />
Équation 97<br />
⎩ ⎝ 0.3 20 ⎠ ⎭<br />
Ce coefficient évolue entre 25 <strong>et</strong> 50W/m.K, ce qui correspond aux valeurs obtenues<br />
expérimentalement (Figure 112) pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement. Ce coefficient dépend<br />
<strong>de</strong> la distance x <strong>et</strong> <strong>du</strong> temps. La température initiale a été choisie égale à 475K <strong>et</strong> le temps <strong>de</strong><br />
simulation égal à 80s.<br />
La Figure 113 représente la température <strong>et</strong> le flux <strong>de</strong> chaleur dans le système à 80s. La<br />
température dans le polymère est comprise entre 452K <strong>et</strong> 461K <strong>et</strong> la température dans le<br />
métal est isotherme <strong>et</strong> égale environ à 452K. C<strong>et</strong>te évolution est en accord avec les résultats<br />
obtenus expérimentalement. C<strong>et</strong>te figure montre que le flux <strong>de</strong> chaleur est unidimensionnel<br />
- 160 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
dans le polymère <strong>et</strong> passe à travers l'épaisseur <strong>de</strong> celui-ci. Cependant, dans le métal, le flux<br />
<strong>de</strong> chaleur est bidimensionnel.<br />
Polymère<br />
Métal<br />
Figure 113 : Valeurs <strong>de</strong>s températures (isothermes) <strong>et</strong> <strong>du</strong> flux (flèches) à t=80s<br />
La Figure 114 représente l'évolution <strong>du</strong> flux normal <strong>et</strong> tangentiel sur un point situé sur la<br />
surface externe <strong>du</strong> métal avec les coordonnées (x, y) = (0.06, 0). Les oscillations observées sur<br />
le flux <strong>de</strong> chaleur sont <strong>du</strong>es à la nature périodique <strong>du</strong> coefficient d'échange thermique <strong>et</strong> sont<br />
amplifiées par la con<strong>du</strong>ctivité thermique élevée <strong>du</strong> moule. Ces résultats perm<strong>et</strong>tent <strong>de</strong><br />
calculer le rapport moyen entre le flux tangentiel <strong>et</strong> le flux total. Ce rapport est égal à 22%, ce<br />
qui n'est pas négligeable <strong>et</strong> doit être pris en compte. De plus, pendant les expériences, une<br />
partie importante <strong>du</strong> flux <strong>de</strong> chaleur mesuré correspond au flux entrant dans le plan<br />
parallèle à la surface <strong>du</strong> moule ; or ce flux n’est pas égal à celui échangé avec le polymère. Ce<br />
phénomène nous empêche d’utiliser la mesure <strong>du</strong> capteur <strong>de</strong> flux pour modéliser le cycle.<br />
4.0E+3<br />
0.0E+0<br />
Heat flux (W/m²)<br />
-4.0E+3<br />
-8.0E+3<br />
-1.2E+4<br />
0 20 40 60 80<br />
Time(s)<br />
Figure 114 : Evolution <strong>de</strong>s flux normal ( suivant x) <strong>et</strong> tangentiel ( suivant y) en fonction <strong>du</strong><br />
temps<br />
- 161 -
Estelle Pérot<br />
4.5. Simulation numérique<br />
4.5.1. Modèle<br />
Initialement, l’un <strong>de</strong>s objectifs <strong>de</strong> c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> était <strong>de</strong> mo<strong>de</strong>ler les transferts thermiques<br />
pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement en utilisant le flux <strong>de</strong> la chaleur comme condition aux<br />
limites à la surface externe <strong>du</strong> moule. Les remarques précé<strong>de</strong>ntes expliquent pourquoi il est<br />
actuellement impossible d’utiliser c<strong>et</strong>te mesure. Nous avons donc décidé d’utiliser la<br />
température <strong>de</strong> la surface interne <strong>du</strong> moule (Tint_moule), associée à une résistance thermique <strong>de</strong><br />
contact (RTC), pour représenter la condition aux limites. Le système d’équations qui<br />
décrivent les transferts thermiques dans le polymère est donné par l’Équation 98. Il<br />
correspond à l'équation unidimensionnelle classique <strong>de</strong> con<strong>du</strong>ction couplée à un terme<br />
source <strong>de</strong> chaleur.<br />
⎧ ∂T<br />
∂ ⎛ ∂T<br />
⎞ ∂α<br />
⎪ρCp = ⎜λ ⎟+ ρ∆ H 0 < x < e<br />
⎪<br />
∂t ∂x⎝<br />
∂x ⎠ ∂t<br />
⎪Conditions àla paroi:<br />
⎪<br />
∂T<br />
Tint _ moule<br />
−Tx=<br />
0<br />
⎪ − λ = t > 0<br />
Équation 98<br />
⎨ ∂x<br />
0<br />
RTC<br />
⎪ ∂ T<br />
⎪ = hT (<br />
x=<br />
e<br />
− Tair _ interne) t><br />
0<br />
⎪ ∂x<br />
e<br />
⎪<br />
Temperature initiale:<br />
⎪<br />
⎪<br />
⎩T( t = 0)<br />
= T0<br />
∂α<br />
Dans ce modèle, représente la cinétique <strong>de</strong> cristallisation décrite par le modèle <strong>de</strong><br />
∂t<br />
Nakamura (Équation 93). ∆ H est l'enthalpie totale <strong>de</strong> cristallisation. Afin d'exprimer les<br />
conditions d’échanges entre le polymère <strong>et</strong> l’air interne, nous calculons le nombre <strong>de</strong> Biot<br />
comme le montre l’Équation 99 :<br />
h.<br />
e<br />
Bi = Équation 99<br />
λ<br />
Ce nombre correspond au rapport entre la résistance thermique in<strong>du</strong>ite par le matériel <strong>et</strong> à<br />
celle in<strong>du</strong>ite par le coefficient d’échange thermique entre le polymère <strong>et</strong> l’air. En considérant<br />
une valeur <strong>de</strong> 10W/m 2 K pour h (valeur typique pour la convection naturelle), nous trouvons<br />
un nombre <strong>de</strong> Biot égal à 0,12. C<strong>et</strong>te valeur montre que le transfert thermique entre l'air <strong>et</strong> le<br />
polymère est faible. Nous avons donc décidé <strong>de</strong> modéliser ce transfert thermique par un<br />
p<strong>et</strong>it coefficient égal à10W/m 2 K . En fait, même si nous ne connaissons pas exactement la<br />
valeur <strong>de</strong> h, le fait que l'air ait une faible inertie thermique par rapport à celle <strong>du</strong> polymère,<br />
montre que la sensibilité à ce paramètre est négligeable vis à vis <strong>du</strong> transfert thermique.<br />
Comme, dans le cas étudié, le matériau est isotherme quand le moule sort <strong>du</strong> four, T0 est pris<br />
constant dans l'épaisseur <strong>de</strong> l'échantillon.<br />
- 162 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
4.5.2. Résultats <strong>et</strong> discussion<br />
La résistance thermique <strong>de</strong> contact reste un paramètre inconnu qui doit être déterminé pour<br />
modéliser les transferts thermiques. Pour déterminer sa valeur, nous avons défini un critère J<br />
basé sur la différence entre la température mesurée <strong>et</strong> calculée pour Tpolymère. Une métho<strong>de</strong><br />
itérative consistant à faire varier la RTC perm<strong>et</strong> <strong>de</strong> trouver le minimum pour le critère J sur<br />
un intervalle <strong>de</strong> temps donné. En fait, la RTC est l'un <strong>de</strong>s paramètres principaux <strong>et</strong> elle nous<br />
perm<strong>et</strong> d’adapter la température <strong>du</strong> polymère pendant la phase <strong>de</strong> refroidissement.<br />
La détermination <strong>de</strong> la RTC a été réalisée avant, pendant <strong>et</strong> après la cristallisation, en<br />
exploitant les résultats <strong>de</strong> <strong>de</strong>ux expériences (Exp1 <strong>et</strong> Exp2) effectuées sous les mêmes<br />
conditions. Avant la cristallisation, une valeur constante <strong>de</strong> la RTC a été trouvée pour les<br />
−3 2<br />
−3 2<br />
<strong>de</strong>ux expériences ( 7.2.10 m K/W pour la première <strong>et</strong> 7.4.10 m K/W pour la secon<strong>de</strong>).<br />
C<strong>et</strong>te valeur élevée <strong>de</strong> RTC tra<strong>du</strong>it un mauvais contact entre le moule <strong>et</strong> le polymère. Ce<br />
mauvais contact est principalement dû à la rugosité <strong>de</strong> la surface <strong>du</strong> moule <strong>et</strong> au fait qu’il n’y<br />
ait pas <strong>de</strong> pression (autre que la pression atmosphérique) appliquée sur le polymère. Ensuite,<br />
−5 2<br />
pendant la cristallisation, la RTC diminue jusqu’à 5.10 m K/W pour Exp1 <strong>et</strong><br />
−3 2<br />
1.5.10 m K/W pour Exp2. La différence entre les <strong>de</strong>ux expériences peut être attribuée aux<br />
conditions <strong>de</strong> mesure. En eff<strong>et</strong>, comme le thermocouple est fixé avec un adhésif <strong>et</strong> en<strong>du</strong>it <strong>de</strong><br />
graisse con<strong>du</strong>ctrice, son état peut être différent entre <strong>de</strong>ux expériences.<br />
Cependant, même si les valeurs sont différentes l'évolution <strong>de</strong>meure i<strong>de</strong>ntique : la RTC<br />
diminue au cours <strong>de</strong> la cristallisation. C<strong>et</strong>te évolution ne peut pas être attribuée à la pression,<br />
qui reste constante pendant le cycle entier. En réalité, <strong>de</strong>ux phénomènes opposés se<br />
pro<strong>du</strong>isent. Le premier est l'augmentation <strong>de</strong> la con<strong>du</strong>ctivité thermique <strong>du</strong> polymère <strong>et</strong> le<br />
second est le r<strong>et</strong>rait dû à la cristallisation. Le r<strong>et</strong>rait tend à diminuer le contact entre le<br />
polymère <strong>et</strong> la paroi <strong>du</strong> moule rendant plus difficile le transfert thermique alors que<br />
l'augmentation <strong>de</strong> la con<strong>du</strong>ctivité thermique tend à améliorer le transfert. L'évolution <strong>de</strong> la<br />
RTC observée dans ces expériences tend à montrer que le <strong>de</strong>uxième phénomène a une plus<br />
gran<strong>de</strong> influence que le premier.<br />
Après la cristallisation, la RTC augmente. A ce moment-là, le polymère est soli<strong>de</strong> dans la<br />
zone <strong>de</strong> mesure. Toutefois, comme nous l’avons déjà mentionné, la cristallisation ne se<br />
pro<strong>du</strong>it pas simultanément dans c<strong>et</strong>te zone <strong>et</strong> dans le reste <strong>de</strong> l’échantillon, où elle a lieu plus<br />
tard. Nous pouvons alors supposer que la non homogénéité <strong>de</strong> la cristallisation pro<strong>du</strong>it <strong>de</strong>s<br />
contraintes dans l’échantillon. Celles-ci ont tendance à écarter l’échantillon <strong>de</strong> la paroi, au<br />
moment où l’on observe une valeur <strong>de</strong> RTC plus élevée. Puis, après quelques dizaines <strong>de</strong><br />
secon<strong>de</strong>s, la RTC subit une augmentation soudaine. Ce point correspond au moment où<br />
l’échantillon se décolle <strong>de</strong> la paroi <strong>du</strong> moule. Il se pro<strong>du</strong>it à 900s pour la première expérience<br />
−2 2<br />
<strong>et</strong> à 975s pour la secon<strong>de</strong>. Les valeurs <strong>de</strong> RTC obtenues sont <strong>de</strong> 3.5.10 m K/W pour la<br />
−2 2<br />
première <strong>et</strong> <strong>de</strong> 5.5.10 m K/W pour la secon<strong>de</strong>.<br />
- 163 -
Estelle Pérot<br />
240<br />
200<br />
Temperature (°C)<br />
160<br />
120<br />
80<br />
40<br />
0 400 800 1200 1600<br />
Time (s)<br />
Figure 115 : Comparaison entre le modèle ( Exp01, Exp02) <strong>et</strong> les expériences (―) pour<br />
l’évolution <strong>de</strong> la température <strong>du</strong> polymère en fonction <strong>du</strong> temps<br />
La Figure 115 représente l'évolution mesurée <strong>et</strong> calculée <strong>de</strong> Tpolymère pendant la phase <strong>de</strong><br />
refroidissement pour les <strong>de</strong>ux expériences. Une concordance vraiment bonne peut être<br />
observée entre les résultats expérimentaux <strong>et</strong> le modèle, pendant tout le refroidissement.<br />
L'évolution <strong>de</strong> la RTC apparaît alors comme un point clé pour simuler les transferts<br />
thermiques au cours <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Des étu<strong>de</strong>s spécifiques sont nécessaires pour mieux<br />
caractériser ce paramètre <strong>et</strong> son influence sur les transferts thermiques dans le <strong>procédé</strong>.<br />
- 164 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
4.6. Conclusion<br />
Ce proj<strong>et</strong> a pour objectif <strong>de</strong> décrire le couplage entre les échanges thermiques <strong>et</strong> les<br />
changements <strong>de</strong> phase, grâce à l’analyse <strong>de</strong> mesures in-situ, directement sur la<br />
rotomouleuse. Une analyse précise <strong>de</strong>s transferts thermiques pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong> a été réalisée.<br />
Les caractéristiques thermiques <strong>du</strong> matériau ont été déterminées expérimentalement<br />
(capacités calorifiques) ou évaluées (con<strong>du</strong>ctivité, volume spécifique). Pour plus <strong>de</strong> rigueur,<br />
il faudra dans le futur déterminer expérimentalement toutes les propriétés <strong>du</strong> polymère<br />
utilisé.<br />
Le modèle <strong>de</strong> la cinétique <strong>de</strong> cristallisation <strong>du</strong> matériau utilisé a été défini sur une plage <strong>de</strong><br />
température assez large, grâce aux analyses <strong>de</strong> DSC réalisées en isotherme <strong>et</strong> à vitesse <strong>de</strong><br />
refroidissement constante. Celles-ci nous ont permis d’obtenir l’évolution <strong>du</strong> taux<br />
d’avancement <strong>de</strong> la cristallisation en fonction <strong>du</strong> temps, pour <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> refroidissement<br />
quelconques. La cristallisation <strong>du</strong> matériau a ainsi pu être modélisée avec précision en<br />
couplant les équations <strong>de</strong> transfert thermique avec le modèle cinétique.<br />
Les essais <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> instrumentés au moyen <strong>de</strong> thermocouples <strong>et</strong> <strong>de</strong> fluxmètre nous<br />
ont permis <strong>de</strong> mieux comprendre les phénomènes thermiques qui entrent en jeu pendant le<br />
<strong>procédé</strong>. En eff<strong>et</strong>, <strong>de</strong>s mécanismes cycliques <strong>et</strong> complexes <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong>s flux <strong>de</strong> chaleur<br />
sur la surface <strong>du</strong> moule ont été observés <strong>et</strong> analysés. Leur représentation simplifiée avec un<br />
coefficient constant d’échange thermique apparaît difficile. Nous avons montré également<br />
que les transferts dans le plan parallèle à la surface <strong>du</strong> moule, associés à la nature périodique<br />
<strong>de</strong> la rotation, in<strong>du</strong>isent un flux significatif dans ce plan <strong>et</strong> provoquent ainsi <strong>de</strong>s transferts<br />
thermiques 2D.<br />
Par ailleurs, dans le futur, l’utilisation <strong>de</strong> dispositif anti-rayonnement pour les<br />
thermocouples est à prévoir car nous avons constaté que, pour obtenir une mesure précise<br />
<strong>de</strong>s températures notamment dans l’air interne <strong>du</strong> moule, le rayonnement ne peut pas être<br />
négligé.<br />
Un modèle numérique simple mais qui tient compte <strong>du</strong> modèle cinétique <strong>et</strong> <strong>de</strong> la résistance<br />
thermique <strong>de</strong> contact à l’interface polymère/moule nous a permis <strong>de</strong> comparer les valeurs<br />
expérimentales à <strong>de</strong>s valeurs théoriques. Nous en avons conclu que la résistance thermique<br />
<strong>de</strong> contact était un paramètre important pendant le refroidissement. En eff<strong>et</strong>, la résistance<br />
thermique <strong>de</strong> contact à l’interface polymère/moule ne gar<strong>de</strong> pas une valeur constante <strong>et</strong> son<br />
évolution conditionne fortement les transferts entre le polymère <strong>et</strong> le moule.<br />
En conclusion, ce proj<strong>et</strong> a contribué à la compréhension <strong>de</strong>s phénomènes thermiques qui ont<br />
lieu pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> a permis la mise en place d’un premier modèle<br />
thermique pour la phase <strong>de</strong> refroidissement, en m<strong>et</strong>tant en avant les paramètres importants.<br />
- 165 -
Estelle Pérot<br />
5. Conclusion <strong>de</strong> la partie B<br />
L’ensemble <strong>de</strong>s travaux réalisés ici sur la <strong>modélisation</strong> thermique <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong> nous a permis <strong>de</strong> mieux comprendre les échanges thermiques qui<br />
intervenaient, aussi bien pendant la chauffe <strong>et</strong> la fusion que pendant le refroidissement <strong>et</strong> la<br />
cristallisation.<br />
Pour la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la phase <strong>de</strong> chauffe, l’étu<strong>de</strong> bibliographique <strong>de</strong>s phénomènes qui<br />
ont lieu <strong>du</strong>rant le changement d’état <strong>de</strong> matériaux granulaires, nous a permis <strong>de</strong> construire<br />
un modèle <strong>de</strong> simulation assez compl<strong>et</strong>, tenant compte d’un maximum <strong>de</strong> paramètres<br />
pouvant influencer le processus <strong>de</strong> fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification (évolution <strong>de</strong>s<br />
caractéristiques thermiques, modèle d’évacuation <strong>de</strong> l’air).<br />
Il a donc été possible <strong>de</strong> programmer sous Matlab un algorithme calculant la température <strong>et</strong><br />
l’évolution <strong>de</strong> la composition <strong>de</strong> la poudre <strong>de</strong> polymère. Des <strong>modélisation</strong>s fines, proches<br />
<strong>de</strong>s phénomènes physiques réels ont permis d’obtenir <strong>de</strong>s premiers résultats encourageants.<br />
Un dispositif statique simplifié mais instrumenté avec précision a été mis en place. Il nous a<br />
permis d’obtenir <strong>de</strong>s données expérimentales pour vali<strong>de</strong>r le modèle thermique utilisé. En<br />
eff<strong>et</strong>, les prévisions <strong>de</strong> la montée en température ainsi que l’évolution <strong>de</strong> la composition <strong>du</strong><br />
système correspon<strong>de</strong>nt assez bien à la réalité. Ainsi, ce travail représente une étape décisive<br />
dans la compréhension <strong>et</strong> l’optimisation <strong>du</strong> cycle thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
Dans l’optique <strong>de</strong> l’optimisation <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, il est maintenant concevable<br />
d’utiliser c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> locale pour modéliser le moule réel ainsi que l’ensemble <strong>de</strong>s<br />
phénomènes. De ce fait, les perspectives sont nombreuses. Le modèle peut être adapté à la<br />
géométrie <strong>du</strong> moule réel. Les résultats obtenus <strong>de</strong> la sorte pourront ainsi être comparés à <strong>de</strong>s<br />
résultats expérimentaux directement obtenus sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
De même, le modèle d’évacuation <strong>de</strong> l’air proposé peut être généralisé au système <strong>de</strong> la<br />
machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> réelle, ce qui perm<strong>et</strong>trait <strong>de</strong> prédire la composition <strong>et</strong> les propriétés<br />
finales <strong>de</strong> la pièce.<br />
Toutefois, <strong>et</strong> afin <strong>de</strong> mieux se rapprocher <strong>de</strong> la réalité in<strong>du</strong>strielle, une étu<strong>de</strong> dynamique <strong>du</strong><br />
système doit compléter notre travail. Pour cela, la simulation <strong>du</strong> mouvement (écoulement)<br />
<strong>du</strong> lit <strong>de</strong> poudre dans le moule en rotation biaxiale doit être effectuée, <strong>et</strong> une proposition<br />
d’un type d’écoulement (avalanche, en bloc, …) sera nécessaire, afin d’y parvenir.<br />
Des perspectives d’optimisation <strong>et</strong> d’utilisation in<strong>du</strong>strielles indéniables seront ainsi<br />
possibles.<br />
En ce qui concerne la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s échanges thermiques pendant le refroidissement, les<br />
caractéristiques thermiques liées à la cristallisation ont été déterminées. Le modèle <strong>de</strong> la<br />
cinétique <strong>de</strong> cristallisation <strong>du</strong> matériau utilisé a été défini sur une plage <strong>de</strong> température<br />
assez large, grâce aux analyses <strong>de</strong> DSC réalisées en isotherme <strong>et</strong> à vitesse <strong>de</strong> refroidissement<br />
constante. Celles-ci nous ont permis d’obtenir l’évolution <strong>du</strong> taux d’avancement <strong>de</strong> la<br />
cristallisation en fonction <strong>du</strong> temps, pour <strong>de</strong>s vitesses <strong>de</strong> refroidissement quelconques. La<br />
- 166 -
Partie B : Modélisation thermique <strong>du</strong> <strong>rotomoulage</strong><br />
cristallisation <strong>du</strong> matériau a ainsi pu être modélisée avec précision en couplant les équations<br />
<strong>de</strong> transfert thermique avec le modèle cinétique.<br />
Un modèle numérique simple mais qui tient compte <strong>du</strong> modèle cinétique <strong>et</strong> <strong>de</strong> la résistance<br />
thermique <strong>de</strong> contact à l’interface polymère/moule nous a permis <strong>de</strong> comparer les valeurs<br />
expérimentales à <strong>de</strong>s valeurs théoriques. Nous en avons conclu que la résistance thermique<br />
<strong>de</strong> contact était un paramètre important pendant le refroidissement. En eff<strong>et</strong>, la résistance<br />
thermique <strong>de</strong> contact à l’interface polymère/moule ne gar<strong>de</strong> pas une valeur constante <strong>et</strong> son<br />
évolution conditionne fortement les transferts entre le polymère <strong>et</strong> le moule.<br />
Les essais <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> instrumentés au moyen <strong>de</strong> thermocouples <strong>et</strong> <strong>de</strong> fluxmètre nous<br />
ont permis <strong>de</strong> mieux comprendre les phénomènes thermiques qui entrent en jeu pendant le<br />
<strong>procédé</strong>. En eff<strong>et</strong>, <strong>de</strong>s mécanismes cycliques <strong>et</strong> complexes <strong>de</strong> l’évolution <strong>de</strong>s flux <strong>de</strong> chaleur<br />
sur la surface <strong>du</strong> moule ont été observés <strong>et</strong> analysés. Leur représentation simplifiée avec un<br />
coefficient constant d’échange thermique apparaît difficile. Nous avons montré également<br />
que les transferts dans le plan parallèle à la surface <strong>du</strong> moule, associés à la nature périodique<br />
<strong>de</strong> la rotation, in<strong>du</strong>isent un flux significatif dans ce plan <strong>et</strong> provoquent ainsi <strong>de</strong>s transferts<br />
thermiques 2D.<br />
Par ailleurs, dans le futur, l’utilisation <strong>de</strong> dispositif anti-rayonnement pour les<br />
thermocouples est à prévoir car nous avons constaté que, pour obtenir une mesure précise<br />
<strong>de</strong>s températures notamment dans l’air interne <strong>du</strong> moule, le rayonnement ne peut pas être<br />
négligé. En eff<strong>et</strong>, les polymères sont souvent semi-transparents à l’état fon<strong>du</strong>.<br />
Nous pouvons conclure que ces proj<strong>et</strong>s ont participé à la compréhension <strong>de</strong>s phénomènes<br />
thermiques qui ont lieu pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>. Ils ont aussi permis <strong>de</strong> m<strong>et</strong>tre en<br />
place <strong>de</strong>ux modèles thermiques : un modèle thermique pour la phase <strong>de</strong> chauffe qui intègre<br />
la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong>s phénomènes <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong> <strong>de</strong>nsification, <strong>et</strong> un modèle thermique<br />
pour la phase <strong>de</strong> refroidissement qui tient compte <strong>de</strong> la cinétique <strong>de</strong> cristallisation <strong>et</strong> <strong>de</strong> la<br />
résistance thermique <strong>de</strong> contact.<br />
- 167 -
Estelle Pérot<br />
- 168 -
Conclusion générale<br />
Conclusion générale<br />
- 169 -
Estelle Pérot<br />
- 170 -
Conclusion générale<br />
Conclusion générale <strong>et</strong> perspectives<br />
Les étu<strong>de</strong>s granulométriques réalisées nous ont permis <strong>de</strong> contrôler les caractéristiques <strong>de</strong> la<br />
poudre données par le fournisseur <strong>et</strong> <strong>de</strong> connaître la distribution granulométrique exacte <strong>de</strong><br />
tous les échantillons. L’analyse <strong>de</strong> forme <strong>de</strong>s particules nous a indiqué la forme exacte <strong>de</strong>s<br />
particules issues <strong>de</strong>s différents échantillons. L’analyse au MEB nous a permis <strong>de</strong> détecter la<br />
présence d’un additif dans le copolymère C3, ce qui a été confirmé par l’analyse aux rayons<br />
X <strong>et</strong> la microanalyse.<br />
Grâce aux étu<strong>de</strong>s d’écoulement <strong>de</strong>s échantillons (coulabilité) à l’état soli<strong>de</strong>, les <strong>de</strong>nsités<br />
apparentes <strong>du</strong> matériau <strong>et</strong> les propriétés en écoulement <strong>de</strong> la poudre ont pu être déterminées<br />
en tenant compte <strong>de</strong> la granulométrie <strong>et</strong> <strong>de</strong> la morphologie <strong>de</strong>s grains. Mais c<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> a<br />
montré que les techniques usuelles utilisées n’étaient pas discriminantes pour relier les<br />
paramètres <strong>de</strong> cohésion <strong>et</strong> d’écoulement <strong>de</strong> la poudre à la granulométrie <strong>et</strong> au gra<strong>de</strong>.<br />
Les caractérisations physico-chimiques <strong>et</strong> rhéologiques ont permis d’analyser finement les<br />
propriétés structurales <strong>de</strong> nos matériaux <strong>et</strong> <strong>de</strong> mieux comprendre la relation qui existe entre<br />
la structure <strong>et</strong> les propriétés (distribution <strong>de</strong>s séquences dans le copolymère, masses molaires<br />
moyennes <strong>et</strong> leur polymolécularité, viscosité temps <strong>de</strong> relaxation, <strong>et</strong>c.). En outre, les essais<br />
rhéologiques ont montré que seule la masse molaire Mw joue sur la viscosité newtonienne,<br />
en accord avec l’analyse RMN qui a montré que la composition <strong>de</strong>s 3 copolymères était très<br />
proche <strong>et</strong> que seules les masses molaires moyennes sont différentes.<br />
Les étu<strong>de</strong>s rhéologiques à l’état fon<strong>du</strong> en régime dynamique, sous air <strong>et</strong> sous azote, ont<br />
permis d’une part d’appréhen<strong>de</strong>r l’aptitu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s matériaux à la transformation par le <strong>procédé</strong><br />
<strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> <strong>et</strong> d’autre part <strong>de</strong> relier leur structure aux propriétés rhéologiques.<br />
La compréhension <strong>et</strong> la <strong>modélisation</strong> <strong>du</strong> processus <strong>de</strong> fusion-coalescence-<strong>de</strong>nsification ont<br />
nécessité la mise en oeuvre d’une méthodologie expérimentale basée sur la mesure <strong>de</strong>s<br />
énergies <strong>de</strong> surface à chaud. Nous avons montré qu’il existe une corrélation étroite entre les<br />
propriétés <strong>du</strong> matériau (paramètres rhéologiques, tension superficielle) <strong>et</strong> les défauts <strong>de</strong>s<br />
pièces finales (microporosités, bulles).<br />
C<strong>et</strong>te étu<strong>de</strong> perm<strong>et</strong>tra à terme <strong>de</strong> modéliser le phénomène <strong>de</strong> coalescence-<strong>de</strong>nsification <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
relier sa cinétique aux gran<strong>de</strong>urs physico-chimiques <strong>et</strong> rhéologiques (viscosité, temps <strong>de</strong><br />
relaxation, énergie <strong>de</strong> surface). Une thèse spécifiquement dédiée à ce suj<strong>et</strong> a d’ailleurs<br />
commencé au laboratoire.<br />
Par ailleurs, les essais sur la machine <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> ont permis <strong>de</strong> qualifier différents<br />
défauts : la rugosité interne, les vagues sur la surface interne, les bulles dans l’épaisseur, les<br />
porosités internes <strong>et</strong> les porosités externes. Ces résultats ont montré qu’il existe une relation<br />
entre certains défauts (propriétés mécaniques, bulles…) <strong>et</strong> la cinétique <strong>de</strong> coalescence <strong>et</strong> <strong>de</strong><br />
<strong>de</strong>nsification, qui est dépendante à son tour <strong>de</strong>s propriétés rhéologiques <strong>et</strong> <strong>de</strong> surface <strong>de</strong>s<br />
polymères étudiés.<br />
L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong>s transferts thermiques a nécessité la mise au point d’une plaque chauffante<br />
instrumentée pour analyser précisément les échanges thermiques pendant le <strong>rotomoulage</strong>.<br />
- 171 -
Estelle Pérot<br />
Une <strong>modélisation</strong> <strong>et</strong> une simulation numérique <strong>de</strong> ces échanges thermiques ont été menées<br />
pour comprendre <strong>de</strong> manière plus fine les transferts mis en jeu au cours d’un cycle <strong>de</strong><br />
<strong>rotomoulage</strong>, afin d’optimiser le temps <strong>de</strong> cycle. Ce modèle thermique a été alimenté par <strong>de</strong>s<br />
données issues <strong>de</strong>s expériences réalisées sur la plaque chauffante <strong>et</strong> <strong>de</strong>s acquisitions <strong>de</strong><br />
températures faites pendant les essais <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>.<br />
De plus, en collaboration avec le Laboratoire <strong>de</strong> Thermocinétique <strong>de</strong> Nantes, une analyse<br />
précise <strong>de</strong>s transferts thermiques pendant le <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong> a été réalisée. En<br />
utilisant un moule instrumenté associé à un système d’acquisition original avec une<br />
transmission <strong>de</strong>s données par on<strong>de</strong>s radio, nous avons montré que la double rotation <strong>du</strong><br />
moule au cours <strong>du</strong> cycle engendre une évolution complexe <strong>de</strong>s échanges thermiques dans le<br />
moule. Par ailleurs, la cristallisation <strong>du</strong> matériau a été modélisée avec précision en couplant<br />
l’équation <strong>de</strong> la chaleur avec le modèle cinétique déterminé par calorimétrie. Enfin, il<br />
apparaît que la résistance thermique <strong>de</strong> contact est un point clé <strong>de</strong>s échanges thermiques<br />
pendant la phase <strong>de</strong> solidification <strong>du</strong> polymère.<br />
Les perspectives à c<strong>et</strong>te thèse sont donc multiples :<br />
- La caractérisation <strong>de</strong> la poudre va être poursuivie en utilisant une métho<strong>de</strong> originale qui<br />
consiste à solliciter la poudre en régime dynamique pour pouvoir établir <strong>de</strong>s relations<br />
entre le comportement rhéologique <strong>de</strong>s grains, leur morphologie <strong>et</strong> les caractéristiques<br />
physico-chimiques <strong>de</strong>s matériaux qui les composent.<br />
- L’étu<strong>de</strong> <strong>de</strong> la coalescence-<strong>de</strong>nsification va être approfondie, notamment en analysant ces<br />
phénomènes sur <strong>de</strong>s pro<strong>du</strong>its modèles. Ceci perm<strong>et</strong>tra d’éluci<strong>de</strong>r l’influence <strong>de</strong> la<br />
viscosité, <strong>de</strong> l’élasticité ou <strong>de</strong>s <strong>de</strong>ux sur la coalescence <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification.<br />
- Dans l’optique <strong>de</strong> l’optimisation <strong>du</strong> <strong>procédé</strong> <strong>de</strong> <strong>rotomoulage</strong>, il est maintenant<br />
concevable d’utiliser l’étu<strong>de</strong> thermique locale réalisée sur la plaque instrumentée<br />
pendant la phase <strong>de</strong> chauffe pour modéliser le moule réel ainsi que l’ensemble <strong>de</strong>s<br />
phénomènes liés à la fusion, la coalescence <strong>et</strong> la <strong>de</strong>nsification.<br />
- Pour la <strong>modélisation</strong> thermique <strong>et</strong> surtout l’instrumentation <strong>du</strong> <strong>procédé</strong>, <strong>de</strong>s<br />
améliorations pourront être apportées. Par exemple, l’utilisation <strong>de</strong> dispositif antirayonnement<br />
pour les thermocouples est à prévoir car nous avons constaté que, pour<br />
obtenir une mesure précise <strong>de</strong>s températures notamment dans l’air interne <strong>du</strong> moule, le<br />
rayonnement ne peut pas être négligé.<br />
- Pour la <strong>modélisation</strong> <strong>de</strong> la phase <strong>de</strong> refroidissement, la détermination expérimentale <strong>de</strong><br />
la résistance <strong>de</strong> contact à l’interface moule/polymère est un suj<strong>et</strong> à développer.<br />
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