IMPACT DES CONDITIONS ENVIRONNEMENTALES SUR LA PERFORMANCE MÉCANIQUE DE COMPOSITES THERMOPLASTIQUES SOUDÉS PAR RÉSISTANCE AVEC UN ÉLÉMENT CHAUFFANT MODIFIÉ

IMPACT DES CONDITIONS ENVIRONNEMENTALES SUR LA PERFORMANCE MÉCANIQUE DE COMPOSITES THERMOPLASTIQUES SOUDÉS PAR RÉSISTANCE AVEC UN ÉLÉMENT CHAUFFANT MODIFIÉ

par Xxxxxxx XXXXXX

THÈSE PAR ARTICLES PRÉSENTÉE À L’ÉCOLE DE TECHNOLOGIE SUPÉRIEURE COMME EXIGENCE PARTIELLE À L’OBTENTION DU DOCTORAT EN GÉNIE

Ph. D

MONTRÉAL, LE 28 JUILLET 2020

ÉCOLE DE TECHNOLOGIE SUPÉRIEURE UNIVERSITÉ DU QUÉBEC

Xxxxxxx Xxxxxx, 2020

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PRÉSENTATION DU JURY CETTE THÈSE A ÉTÉ ÉVALUÉE PAR UN JURY COMPOSÉ DE :

Professeure Xxxxxxx Xxxx, directrice de thèse

Département de génie mécanique à l’École de technologie supérieure

Professeur Xxxxx Xxxxxxx Xxxxx, codirecteur de thèse Département de génie mécanique à Polytechnique Montréal

Professeure Xxxxxxxxx Xxxxxxx-Xxxxxxxxx, présidente du jury

Département de génie de la construction à l’École de technologie supérieure

Professeure Xxxxxx Xxxxxxxxxxx, membre du jury

Département de génie mécanique à l’École de technologie supérieure

Maître de conférences Xxxxxx Xxxx, examinateur externe Département de thermique et énergie à l’université de Nantes

IL A FAIT L’OBJET D’UNE SOUTENANCE DEVANT JURY ET PUBLIC LE 26 JUIN 2020

À L’ÉCOLE DE TECHNOLOGIE SUPÉRIEURE

REMERCIEMENTS

Je tiens tout d’abord à remercier mes directeurs de thèse Xxxxxxx Xxxx et Xxxxx Xxxxxxx Xxxxx pour leur soutien, leur confiance et leur grande disponibilité. Merci pour vos très nombreux conseils avisés qui m’ont permis d’énormément m’améliorer. Vos encouragements m’ont amené à vouloir me dépasser, à atteindre un nouveau standard. Merci pour votre patience et pour avoir apporté tant d’effort dans ce projet. Merci de m’avoir encouragé et permis de présenter mes travaux à travers le monde et d’avoir amélioré ma communication. J’ai grâce à vous pu relever d’un cran mes qualités de scientifique et de chercheur.

Je remercie également le personnel de l’ETS qui ont toujours été disponibles et à l’écoute de mes besoins, qui ont su me transmettre leur savoir-faire et leur sens du détail. En particulier Xxxxx Xxxxxxxxxx, Xxxxx Xxxxxxxxx, Xxxx Xxxxxxxx, Xxxxx Xxxxxx, Xxxxxxx Xxxxxxx et Xxxxxxxx Xxxxxxx.

Merci à mes collègues qui ont été d’un grand réconfort et m’ont inspiré par la pertinence de leurs commentaires, par nos discussions et nos digressions. Merci particulièrement à Xxxxx, Xxxxxxxx, Xxxxxxx et Xxxxx.

J’ai aussi une pensée particulière pour Xxxxxxx Xxxxxxxxx, mon directeur de stage chez NEXANS grâce à qui j’ai entrepris un doctorat, il a su me transmettre sa passion pour la recherche et me donner le courage et les ambitions pour continuer dans cette voie.

J'aimerais souligner ma gratitude envers les membres du jury qui ont accepté de donner de leur précieux temps pour réviser mon travail.

Mes plus sincères remerciements vont également au Conseil de recherches en sciences naturelles et en génie du Canada (CRSNG), au Centre de Recherche sur les Systèmes Polymères et Composites à Haute Performance (CREPEC) à l’ETS et à Polytechnique Montréal pour leur soutien financier et technique qui m’a permis de me consacrer entièrement à ma recherche.

VI

Je ne remercierai jamais assez ma famille qui m’a donné autant d’encouragements et de soutien qui leur était possible. Ils ont su m’apporter un amour inconditionnel malgré la distance. Merci à eux d’avoir toujours trouvé le temps de m’appeler, et ce sur n’importe quel fuseau horaire. Merci à mon frère de m’avoir supporté en tant que colocataire et de m’avoir soutenu durant ces deux dernières années.

Enfin je voudrais remercier Xxxxxxxx qui m’a attendue si longtemps, pour tous tes encouragements et ton amour, pour ta confiance en moi et ta compréhension.

Impact des conditions environnementales sur la performance mécanique de composites thermoplastiques soudés par résistance avec un élément chauffant modifié

Xxxxxxx XXXXXX

RÉSUMÉ

Ce travail présente l’étude des effets du vieillissement hygrothermique et des cycles de gel/dégel sur la résistance des joints fibres de carbone/polysulfure de phénylène soudés par résistance et notamment l’efficacité d’un revêtement de silane sur l’adhésion entre l’élément chauffant et la matrice avant et après ces conditionnements. Le soudage par résistance est intéressant par son court temps de procédé et sa facilité de mise en œuvre, cependant la performance des joints soudés dans des environnements extrêmes est encore peu étudiée. De plus la rupture de ces joints se produit souvent entre l’élément chauffant en acier inoxydable et la matrice thermoplastique démontrant une faible adhésion entre les deux matériaux. Cette faible adhésion peut alors permettre à l’humidité de s’infiltrer et ainsi diminuer la performance des joints.

Il est étudié l’impact de la température et de l’humidité sur la résistance des joints soudés ainsi que sur leur mode de rupture. Il est démontré que la résistance des joints soudés en simple recouvrement baisse avec la température entre 21°C et 150°C mais que les conditionnements en humidité n’ont pas impact significatif sur cette valeur de résistance. Cependant l’observation des surfaces de rupture montre une dégradation de l’interface fibres/matrice suite à ces conditionnements. De même, l’élément chauffant semble se désolidariser de la surface des composites pendant les tests en température ou après les conditionnements hygrothermiques.

Le mode de rupture dominant restant entre l’élément chauffant et la matrice, il est développé un procédé permettant d’appliquer un revêtement à base de silane sur l’élément chauffant. Ce procédé est réalisé en quatre étapes étant le nettoyage de l’acier à l’acide sulfurique, son oxydation à haute température, l’application du silane hydrolysé par une méthode sol/gel et la condensation du silane sur l’acier. Un plan d’expérience de Xxxxxxx est utilisé pour pouvoir étudier l’impact de plusieurs paramètres du procédé sur la résistance des joints. La température d’oxydation, le pH et le solvant de la solution de silane sont identifiés comme ayant un impact significatif sur cette valeur. Ce revêtement permet d’augmenter la résistance en cisaillement de plus de 30% avec une température d’oxydation de 500°C et une solution de silane à pH basique dans de l’éthanol. Les observations microscopiques des surfaces de rupture montrent que la matrice reste attachée à l’élément chauffant. De plus, des tests de poutre double en porte- à-faux (double cantilever beam) entre des plaques d’acier avec le revêtement et le composite démontrent une meilleure adhésion entre les deux matériaux avec des surfaces de rupture montrant de la matrice ainsi que des fibres qui restent attachées à l’acier.

Finalement 1000 cycles de gel/dégel de -40°C à 82°C sont imposés à des joints soudés secs, saturés en humidité, avec ou sans revêtement au silane sur l’élément chauffant. À l’instar de l’humidité, les cycles de gel/dégel n’ont pas d’impact significatif sur la résistance en

cisaillement des joints que les joints soient préalablement saturés en humidité ou non. De manière générale, les joints soudés avec l’élément chauffant modifié par le revêtement de silane obtiennent de meilleures performances comparés aux joints non traités à conditionnements égaux. L’analyse des surfaces de rupture ainsi que des coupes transversales des joints démontrent que les interfaces fibres/matrice et acier traité/matrice sont toutes deux dégradées par les cycles de gel/dégel.

Mots-clés : Soudage par résistance, Dégradation environnementale, Composites thermoplastiques, Traitements de surface, Plan d'expérience, Cycles thermiques

Impact of environmental conditions on the mechanical performance of resistance- welded thermoplastic composites with a modified heating element

Xxxxxxx XXXXXX

ABSTRACT

This work presents the study of the hygrothermal aging and freeze/thaw cycles effects on the lap shear strength of carbon fibres/polyphenylene sulfide resistance welded joints and especially the impact of a silane based coating before and after these conditioning. Resistance welding is a fast and easy to apply joining method but few studies considered the joints performance under harsh environments. The joints failure mode usually involves debonding between the stainless steel heating element and the thermoplastic matrix, an indication of a poor adhesion between the two materials. This weak adhesion can enable moisture infiltration and thus lower the joint performance.

The moisture and temperature impact on the single lap shear strength and the failure mode of welded joints is first studied. It is shown that the lap shear strength decreases with the temperature between 21°C and 150°C and that hygrothermal conditions do not have a significant impact on the resistance. However, the fracture surfaces observation shows a degradation of the fibre/matrix interface after conditioning. It also seems that the heating element is lifted off the composite adherends during testing at high temperature or after hygrothermal conditioning.

As the failure mode involves a heating element and matrix debonding, a silane-based coating is developed for the heating element. This coating is realized in four steps: the corrosion of the steel with sulfuric acid, its oxidation at high temperature, the development of the silane coating using a sol/gel method and the silane condensation on the steel. A Taguchi design of experiment is used to study the impact of several parameters on the joints lap shear strength. The oxidation temperature, the pH and the solvent of the silane solution are identified as parameters with a significant impact on the joints mechanical performance. The coating improves the lap shear strength of welded joints by more than 30% with an oxidation at 500°C and a silane solution with a basic pH in ethanol. Fracture surfaces microscopic observations show that the matrix remains attached to the heating element. Moreover, double cantilever beam tests between stainless steel plates and the composite show a better adhesion between both materials with matrix and fibres transferring to the steel plate after fracture.

Finally, dry and moisture saturated joints, with or without a silane coating are subjected to 1000 freeze/thaw cycles from -40°C to 82°C. In the same manner as hygrothermal aging, freeze/thaw cycles do not have any significant impact on the dry and saturated joints lap shear strength. In general, the coating still provides superior lap shear strength values compared to untreated joints after the same environmental conditioning. Fracture surfaces and cross-section analysis of the joints show that both fibre/matrix and coated steel/matrix interfaces are degraded by the freeze/thaw cycles.

Keywords: Resistance welding, Environmental degradation, Thermoplastic composites, Surface treatments, Design of experiment, Thermal cycles

TABLE DES MATIÈRES

Page

INTRODUCTION 3

CHAPITRE 1 REVUE DE LITTÉRATURE 7

1.1 Soudage par résistance 7

1.1.1 L’élément chauffant 8

1.1.2 Température 9

1.1.3 Pression 11

1.1.4 Courant/tension 11

1.2 Impact de la température et de l’humidité 13

1.2.1 Sur les composites. 13

1.2.2 Sur les joints composites 17

1.3 Modèles d’absorption de l’humidité 18

1.4 Impact des cycles thermiques 20

1.4.1 Sur les composites. 20

1.4.2 Sur les joints collés 23

1.5 Adhérence entre l’acier inoxydable et la matrice polymère 24

1.5.1 Traitement chimique 24

1.5.2 Micro-/Nano-texturisation de l’acier 25

1.5.3 Traitement au plasma 25

1.5.4 Silanisation 26

1.5.4.1 De l’acier 27

1.5.4.2 Du polymère. 32

1.6 Essais mécaniques des joints 33

1.6.1 Cisaillement 33

1.6.2 Double poutre en porte-à-faux 36

1.7 Résumé de la revue de littérature 38

CHAPITRE 2 EFFECTS OF ENVIRONMENTAL CONDITIONS ON THE LAP SHEAR STRENGTH OF RESISTANCE-WELDED CARBON FIBRE/THERMOPLASTIC COMPOSITE JOINTS 41

2.1 Préface 41

2.2 Abstract 42

2.3 Introduction 42

2.4 Methodology 45

2.4.1 Materials 45

2.4.2 Resistance welding process 46

2.4.3 Environmental conditioning. 46

2.4.4 Gravimetric measurements 48

2.4.5 Thermomechanical characterization 50

2.4.6 Mechanical tests 50

2.4.7 Failure modes characterization 51

2.5 Results 51

2.5.1 Moisture uptake 51

2.5.2 Thermomechanical properties 53

2.5.2.1 DSC 53

2.5.2.2 DMTA 54

2.5.3 Single lap shear tests 56

2.5.4 Failure modes 57

2.5.5 Scanning Electron Microscopy (SEM) 60

2.6 Discussion 63

2.7 Conclusions 65

CHAPITRE 3 IMPROVED ADHESION BETWEEN STAINLESS STEEL HEATING ELEMENT AND PPS POLYMER IN RESISTANCE WELDING OF THERMOPLASTIC COMPOSITES 67

3.1 Préface 67

3.2 Abstract 68

3.3 Introduction 69

3.3.1 Silane coating 70

3.3.2 Coating influencing factors 71

3.4 Methodology 74

3.4.1 Materials 74

3.4.2 Stainless steel coating process 74

3.4.3 Design of experiment: Taguchi method 75

3.4.4 Surface characterization 77

3.4.4.1 Contact angle 77

3.4.4.2 ATR-FTIR 77

3.4.4.3 Scanning Electron Microscopy (SEM) & Transmission Electron Microscopy (TEM) 77

3.4.5 Resistance welding of lap shear specimens 78

3.4.6 Manufacturing of double cantilever beam specimens 79

3.4.7 Mechanical tests 80

3.5 Results 82

3.5.1 Coating characterization 82

3.5.1.1 Contact angles 82

3.5.1.2 ATR-FTIR 84

3.5.1.3 SEM and TEM observations 85

3.5.2 Mechanical behaviour 87

3.5.2.1 Lap shear tests 87

3.5.2.2 Double cantilever beam tests 90

3.5.3 Fractography analysis 92

3.5.3.1 Fracture surfaces of single lap shear joints 92

3.5.3.2 Fracture surfaces of DCB specimens 93

3.6 Discussion 94

XIII

3.7 Conclusions 97

CHAPITRE 4 INFLUENCE OF FREEZE/THAW CYCLING ON THE MECHANICAL PERFORMANCE OF RESISTANCE WELDED CF/PPS COMPOSITE JOINTS 99

4.1 Préface 99

4.2 Abstract 100

4.3 Introduction 100

4.4 Methodology 104

4.4.1 Materials 104

4.4.2 Resistance welding 105

4.4.3 Heating element coating 106

4.4.4 Freeze/thaw cycling 106

4.4.5 Single lap shear tests 107

4.4.6 Failure mode types 109

4.4.7 Cross-section observations. 110

4.5 Results 111

4.5.1 Single lap shear tests 111

4.5.2 Failure mode types 114

4.5.3 Scanning Electron Microscopy 118

4.5.3.1 Fracture surfaces 118

4.5.3.2 Cross-sections of the welded joints. 120

4.6 Discussion 123

4.7 Conclusions 126

CHAPITRE 5 DISCUSSION 129

CONCLUSION 133

RECOMMANDATIONS 135

LISTE DE RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES. 183

LISTE DES TABLEAUX

Page Tableau 1-1 Paramètres de conditionnement hygrothermique et leurs effets sur des

composites thermoplastiques 16

Tableau 1-2 Paramètres de réaction utilisés dans la littérature pour appliquer un revêtement

de silane sur un acier inoxydable 30

Tableau 1-3 Résistances en cisaillement de joints à simple recouvrement soudés par résistance 35

Tableau 1-4 Résistances en cisaillements de joints à simple recouvrement soudés par induction 36

Tableau 1-5 Résistances en cisaillements de joints à simple recouvrement soudés par ultrasons 36

Table 2-1 Conditioning and testing temperatures for all samples 47

Table 2-2 Maximum mass uptake (Mm) measured from the gravimetric measurements and calculated by the Origin software with the coefficient of determination (R²) and the residual sum of squares 52

Table 2-3 Average values of E’, E” and tan δ at 40°C 55

Table 3-1 Stainless steel 304 composition [139] 74

Table 3-2 Coating influencing factors used for the Taguchi DoE 75

Table 3-3 Taguchi DoE. For each coating parameters, the factor level is specified with Tox the oxidation temperature in °C, tox the oxidation time in min, Csilane the silane concentration in vol%, tsilane the silane treatment time in min and Cacid the acid concentration in M 76

Table 3-4 Statistical data for the significant factors 89

Table 4-1 Conditioning of welded joints before freeze/thaw cycling 106

LISTE DES FIGURES

Page Figure 1.1 Modèle d’un montage de soudage par résistance 7

Figure 1.2 Observation au MEB d’un grillage en acier inoxydable 304 M200 9

Figure 1.3 Représentation schématique de l’évolution de la matrice fondue pendant le procédé de soudage 10

Figure 1.4 Fenêtre de procédé d’un soudage par résistance 12

Figure 1.5 Représentation schématique de l’effet des changements de températures sur un système fibres/matrice sans adhésion entre les deux matériaux (b et c) et avec une adhésion parfaite (d et e) 21

Figure 1.6 a) Mécanisme d'hydrolyse du silane, b) condensation sur les groupements hydroxyles (-OH) d’une surface inorganique et c) réticulation pour former le réseau de siloxanes. 27

Figure 1.7 Mécanisme d’interpénétration du silane et de la matrice thermoplastique 28

Figure 1.8 Dimensions des échantillons à simple recouvrement 34

Figure 1.9 Dimensions des échantillons DCB a) avec charnière et b) avec blocs 37

Figure 2.1 Schematic of the resistance welded joints with a) a side view of the joint and b)

a 3D view magnification 46

Figure 2.2 a) Measured mass uptake with respect to time during the specimens conditioning. The symbols represent the experimental data and the lines are Fick law fits b) Magnification of the first 100 days for a better readability of the beginning of the curves 51

Figure 2.3 DSC result of the PPS resin. A magnification of the heating curve between 80°C and 100°C is plotted to determine the Tg with its first derivative 53

Figure 2.4 Results obtained by DMTA for dry composite and composite subjected to conditioning in distilled water at 21°C and 82°C. a) Tg as measured based

on the E’ curve; b) Storage modulus (E’); c) Loss modulus (E”); d) Loss factor (tan δ) 54

Figure 2.5 LSS of the dry welded joints a) as a function of temperature; b) before and after hygrothermal conditioning 56

Figure 2.6 Observed failure modes after single lap shear tests classified according to XXXX X0000 [121]. LFT = light fibre tearing; COH = cohesive 57

Figure 2.7 Relative importance of each failure mode type, evaluated by dividing the surface area showing one particular failure mode type over the joint total surface area, for joints conditioned at various RH and temperature. 58

Figure 2.8 Fracture surfaces of welded joints after lap shear tests taken using a binocular magnifier for joints tested at controlled temperatures (D21 to D150) and joints hygrothermally conditioned (RH82-21 to IM82-82). The photos represent the two adherends of a same weld 59

Figure 2.9 SEM images of the fracture surfaces of welded joints after lap shear tests at 21°C (D21 – a to c), 90°C (D90 – d to f) and 150°C (D150 – g to i) 61

Figure 2.10 SEM images of the fracture surfaces of welded joints after lap shear tests for joints conditioned at 90°C and 95%RH (RH90 – a to c), in immersion at 82°C and tested at 21°C (IM82-21 – d to f) and 82°C (IM82-82 – g to i) 62

Figure 3.1 Silane hydrolysis mechanism a) and condensation on an inorganic surface with crosslinking at high temperature b). The metal surface represented as a bold line is generally pre-treated by acid and oxidized to increase the hydroxyl groups (-OH) concentration 71

Figure 3.2 Schematic representation (left) and picture (right) of the resistance welding setup 78

Figure 3.3 Schematic representation of the DCB test specimens 79

Figure 3.4 Representative Load-displacement curves during DCB tests. The square marks (markers) are the points at which the delamination length reached values

a1 = 10 mm and a2 = 60 mm 81

Figure 3.5 Water contact angle on SS304 for various corrosion and oxidation treatments. Acid concentration (Cacid) for the corrosion step and oxidation

temperature (Tox) and time (tox) are indicated according to the nomenclature described on the graph 83

Figure 3.6 IR spectra of cleaned, acid-pickled, oxidized at 500°C for 30 min, and silane- coated SS plates with parameters P and F 84

Figure 3.7 FESEM images of the mesh (a), the cross-section of a wire (b) and silane layer on the HE treated with parameters F (c to f). The HE was scraped using a razor blade to reveal the silane layer. E) is a magnification of d). g) to

k) are EDX scans of d) for Cr, Si, O, Fe and N, respectively 86

Figure 3.8 TEM image of the SS/PPS interface of a joint welded with a mesh coated with parameters F (a). EDX analysis of the TEM image for Cr, Si, S, and O is shown in b), c), d) and e). A superposition of the four EDX spectra is shown in f) to represent the respective location of each component 87

Figure 3.9 Apparent LSS of welded joints with untreated (UT) HE and with silane coated HE, classified according to the parameters (A to P, see Table 3-3) and the number of optimal significant factors used. The y-axis was cut between

4 and 26 MPa to improve the readability 88

Figure 3.10 a) and c): Load-displacement curves during DCB tests for SS plates coated with parameters F and O, respectively. b) and d): Evolution of the delamination length as a function of the hinges vertical displacement for specimens coated using parameters F and O, respectively 91

Figure 3.11 Fracture surfaces of welded joints after lap shear tests for untreated HE and HE coated with parameters F. The left and right images correspond to the two adherends. SEM magnifications are given below the photos for the untreated HE (a) to d)) and for the HE treated with parameters F (e) to

h)) 92

Figure 3.12 Fracture surfaces of the DCB specimens for untreated steel and steel coated with parameters P, F and O. The composite laminate is shown on the left hand-side and the SS plate on the right hand-side of each picture. F1 and O1 specimens (not shown here) have fracture surfaces similar to F3 and

O3, respectively 94

Figure 4.1 Schematic of the resistance welding setup with a Scanning Electron Microscopy magnification of the SS mesh 105

Figure 4.2 Temperature variation and relative humidity during freeze/thaw cycles 107

Figure 4.3 Examples of failure modes for broken single lap shear joints: Type A failure mode occurring at the fibre/matrix interface, Type B occurring at the HE/matrix interface with the HE remaining on one adherend and Type C

occurring at the HE/matrix interface with the HE torn off between both adherends. SEM magnifications are given below each failure mode. 109

Figure 4.4 Example of surface area measurements used to calculate the relative importance

of the failure modes. The two faces of one broken joint are shown 110

Figure 4.5 LSS results and mass uptake as a function of the number of temperature cycles for a) UT/Dry; b) UT/Wet; c) Si/Dry and d) Si/Wet joints (See Table 4-1)

...................................................................................................................111

Figure 4.6 Xxxxxxx’x graphs representing the LSS difference between the various groups and the control group along with their confidence intervals. If the intervals do not contain the 0 value, the corresponding mean is considered significatively different from the control mean. The control factors are UT/Dry joints at a) 0 cycles, b) 135 cycles, c) 200 cycles, d) 500 cycles and e) 1000 cycles 112

Figure 4.7 Relative importance of failure modes, evaluated by dividing the surface area showing one particular failure mode type over the joint total surface area, as a function of the number of freeze/thaw cycles. a) Dry joints with untreated HE (UT/Dry) b) Wet joints with untreated HE (UT/Wet), c)

Dry joints with treated HE (Si/Dry) and d) Wet joints with treated HE (Si/Wet) 114

Figure 4.8 Typical fracture surfaces of welded joints after lap shear tests taken using a binocular instrument. Fracture surfaces are shown for joints tested prior to any freeze/thaw cycle (a, c, e and g) and joints tested after 1000 freeze/thaw cycles (b, d, f and h). The pictures represent the two

adherends of a same weld 116

Figure 4.9 SEM images of the fracture surfaces of joints welded with an untreated HE before any freeze/thaw cycles (a and c) and after 1000 cycles (b and d) 118

Figure 4.10 SEM images of the fracture surfaces of joints welded with a Si-treated HE before any freeze/thaw cycles (a and c) and after 1000 cycles (b and d) 119

Figure 4.11 Cross-sections of UT/Dry (a, b and c) and Si/Dry (d, e, f and g) joints before freeze/thaw cycles as observed by SEM. a) the weld line; b) and d) magnifications of one HE wire; c) and e), magnifications of the HE/PPS interface and fibre/PPS interface and f) and g) magnifications of the fibre/PPS interface 120

Figure 4.12 Cross-section of a UT/Wet joint after 1000 freeze/thaw cycles observed by Scanning Electron Microscopy. a) PPS polymer between a wire and a fibre, b) HE wire, c) HE wire/PPS interface, d) HE wires junction and e)

a HE junction. a) and c) are magnifications of b). e) is a magnification of

d) 121

Figure 4.13 Cross-section of a Si/Wet joint after 1000 freeze/thaw cycles observed by Scanning Electron Microscopy. a) HE wire/PPS interface, b) one HE wire, c) PPS located between a HE wire and a fibre, d) a HE junction and e) a HE junction. a) and c) are magnifications of b) and e) is a magnification of d) 122

Figure 4.14 Schematic representation of the wire/matrix interaction during thermal cycles with a) the initial state, b) and c) the interactions during cooling and heating when the wire is not bonded to the matrix and d) and e) the interactions when the wire is perfectly bonded to the matrix 125

LISTE DES ABRÉVIATIONS, SIGLES ET ACRONYMES

Sigle	Définition	Traduction
5HS	Five Harness Satin	Rapport d'armure satin de 5
8HS	Eight Harness Satin	Rapport d'armure satin de 8
ABS	Acrylonitrile-Butadiene-Styrene
AGATE	Advanced General Aviation Transport
	Experiments
AITM	l’Airbus Industries Test Method
α	Seuil de signification
APTES	Aminopropyltriethoxysilane
ASTM	American Standard Test Method
ATR	Attenuated Total Teflectance	Réflectance Totale Atténuée
b	Longueur serrée de l'élément chauffant
c	Concentration d'humidité
C	Souplesse
Cacide	Concentration d'acide sulfurique
CC	Compliance Calibration method	Méthode de calibration de la souplesse
CET	Coefficient d'expansion thermique
CF	Carbon fibers	Fibres de carbone
Csilane	Concentration de silane
D/Dz	Diffusivité
D11	Rigidié à la flexion

DCB Double cantilever beam Double éprouvette en porte-à-faux

ΔT Différence de température

Dγ Coefficient de diffusion

DMTA Dynamic Mechanical and Thermal Analysis

Analyse thermomécanique dynamique

DSC Differential scanning calorimetry Calorimétrie différentielle à balayage E Energie

E' Module de conservation

E'' Module de perte

EC Elément chauffant

EDS Energy-dispersive X-ray spectroscopy Spectroscopie dispersive en énergie ETD Elevated Temperature Dry Température élevée sec

F Facteur de correction pour échantillons DCB

𝐹⃗ Flux de masse

FIB Focused Ion Beam Sonde ionique focalisée

GF Glass fibers Fibres de verre GIc Résistance à la fracture interlaminaire

en mode I

h ou e Epaisseur de l'échantillon HR Humidité relative

I Courant

ILSS Interlaminar Shear Strength Résistance en cisaillement

interlaminaire

L ou a Longueur

LSS Lap Shear Strength Résistance en cisaillement du recouvrement

M Molaire = mol/L

MBT Modified Beam Theory Théorie de poutre modifiée

MCC Modified Compliance Calibration method

Méthode de calibration de la souplesse modifiée

MEB Microscope Electronique à Balayage MET Microscope Electronique à

Transmission

M∞ Xxxx de masse relative à l'équilibre m∞ Nombre de molécules d'eau par unité

de volume à saturation

Mm Absorption maximale mesurée Mt Gain de masse relative au temps t

mt Nombre de molécules d'eau par unité de volume au temps t

N Molécules liées par unité de volume devenant mobiles

P Puissance/Pression/Charge

Pd	Puissance par unité de surface
PEEK	Polyétherétherkétone
PEI	Polyétherimide
PEKK	Polyétherkétonekétone
PET	Polyéthylène téréphtalate
pH	Potentiel Hydrogène
PP	Polypropylène
PPMA	Polyméthacrylate de méthyle
PPS	Polyphenylene sulfide	Polysulfure de phénylène
PS	Polystyrène
Q11	Rigidité longitudinale à la flexion
QI	Quasi-isotrope
R	Résistance
SBS	Short beam shear	Cisaillement de poutre courte
SLS	Single lap shear	Cisaillement à simple recouvrement
t	Temps
t	Coefficient standardisé
TA	Température ambiante
tacide	Temps de réaction pour la corrosion à
	l'acide
Tg	Température de transition vitreuse
TGA	Thermogravimetric analysis	Analyse ThermoGravimétrique

Tm/Tf Température de fusion

Tmf Température de mise en forme tox Temps d'oxydation

Tox Température d'oxydation TPU Thermoplastique Uréthane

Tsilane Température de réaction de silanisation UD Unidirectionnel

V Tension

VA Volcanic Ashes Cendres volcaniques w ou b Largeur

βN Taux de conversion des molécules en molécules mobiles

γd, γp Composantes de l'énergie de surface dispersive et polaire

γn Unité de volume

δ Déplacement

θ Angle de contact

σ Contraintes/erreur standard

LISTE DES SYMBOLES ET UNITÉS DE MESURE

Angle plan Unités de vitesse

°	degré	mm²/s	millimètre carré par seconde
Force		mm/min	millimètre par minute
X xxxxxx Unités de volume
xX	xxxxxxxxxx	xx0	millimètre cube
dyn/cm	dyne par centimètre	µL	microlitre
N.m	newton par mètre	mL	millilitre

N/mm newton par millimètre Unités électriques et magnétiques Force motrice V volt

J/m² joule par mètre A ampère

Fréquence	W	Watt
kHz kilohertz	kW	kilowatt
MHz mégahertz	kW/m²	kilowatt par mètre carré
Pression	W/m²	watt par mètre carré
kPa kilopascal	amp	Amplitude

MPa mégapascal Unités géométriques

GPa gigapascal nm nanomètre

Quantité de matière µm micromètre

M molaire mm millimètre

Unité calorifique Cm centimètre

°C/min degré Celsius par minute m mètre

°C degré Celsius " pouce

°F degré fahrenheit Unités optiques

Unités de concentration cm-1 nombre d'onde

vol% pourcent en volume vitesse angulaire

%HR	pourcent d'humidité relative	rad	radian
wt% g/cm3	pourcent en masse gramme par centimètre cube

Unités de masse

g gramme

Unités de temps

s seconde

h heure

INTRODUCTION

L’utilisation des composites dans l’industrie aéronautique permet d’une part de réduire le poids des appareils mais également de fabriquer des pièces plus conséquentes réduisant ainsi les coûts d’assemblage. Bien que les composites thermodurcissables dominent le marché aéronautique, les composites thermoplastiques y trouvent de plus en plus d’applications grâce à leurs avantages communément cités par rapport aux thermodurcissables soit une bonne résistance aux solvants, une bonne résistance à l’impact et une rapidité de mise en œuvre [1,2]. De plus, contrairement aux matrices thermodurcissables qui sont réticulées de façon irréversible, les thermoplastiques peuvent être remis en forme par des procédés thermiques [3]. Les composites thermoplastiques peuvent alors être plus facilement recyclés [4,5] et peuvent être assemblés par soudage. L’assemblage des composites peut être réalisé par un certain nombre de méthodes pouvant être classées en trois catégories présentées Figure 0.1: mécaniques, adhésives et par soudage.

Figure 0.1 Arborescence des différents procédés d’assemblage des composites Tirée de Yousefpour (2004, p. 305)

Les structures d’un avion sont habituellement assemblées mécaniquement via des rivets ou des boulons. C’est une technique qui a été éprouvée sur les métaux et à ce titre elle a été transférée aux composites. Les composites étant des matériaux non homogènes, ce procédé induit plusieurs problèmes. Lors du perçage, la matrice peut subir une dégradation thermique, des fibres peuvent être arrachées, détachées de la matrice, des fissures peuvent se développer dans le matériau et le stratifié peut être délaminé [6]. Ces joints sont en plus sujets à la corrosion galvanique [7].

Le collage à l’aide d’adhésifs présente quelques avantages dont la légèreté et la bonne répartition de contraintes [2]. Cette méthode souffre cependant de certains désavantages. Le collage par adhésif requiert une préparation de surface minutieuse des adhérents. Le procédé est sensible aux contaminants et aux conditions environnementales dans lesquelles il est fait. Finalement, les joints collés sont difficiles à inspecter par les méthodes d’inspection non destructives et sont sujets aux « weak bonds » ou « kissing bonds ».

La troisième catégorie d’assemblage des composites concerne les liaisons des composites par fusion. En effet, les thermoplastiques utilisés comme matrice ont cette capacité de pouvoir être thermoformés de façon réversible. Ainsi, en augmentant la température au-dessus de leur point de fusion (pour un polymère semi-cristallin) ou leur température de transition vitreuse (pour un polymère amorphe), ils fondent (ou se ramollissent), ce qui fait que leurs chaines deviennent plus mobiles et peuvent alors se réarranger librement. Si deux polymères dans cet état sont mis en contact et maintenus sous pression, leurs chaines vont s’entremêler pour créer un joint entre les deux thermoplastiques. Le joint sera consolidé, i.e., soudé, lors du refroidissement [2,8,9]. Parmi les procédés de soudage existants, le soudage par résistance se fait grâce à un élément résistif poreux placé entre les deux adhérents. En appliquant une tension aux bornes de cet élément, il va pouvoir fournir, grâce au courant le traversant, de la chaleur par effet Joule et ainsi faire fondre la matrice polymère du composite. La diffusion de cette matrice au travers de l’élément chauffant (EC) va alors créer un joint entre les deux stratifiés.

5

Les conditions environnementales comme la température, l’humidité et les cycles de gel/dégel ont des effets généralement néfastes sur les composites. La performance des joints soudés par résistance dans des environnements extrêmes a été peu étudiée, pourtant la rupture de ces derniers lorsque des composites de haute performance sont utilisés se produit généralement entre l'EC en acier et la matrice. De ces observations, il est pensé que les joints de composites thermoplastiques soudés par résistance pourraient être affectés par des facteurs environnementaux et notamment leur interface acier/polymère. L’objectifs de cette thèse est alors de caractériser les effets de la température, de l’humidité et des cycles thermiques sur la performance mécanique et les modes de ruptures des joints soudés par résistance et de prévenir la dégradation de l’interface acier/matrice par un revêtement sur l’EC.

Pour répondre à cet objectif, il est tout d’abord fait un état de l’art dans le chapitre 1 concernant le soudage par résistance, les effets de l’environnement sur les composites et les joints et sur les différentes technologies permettant d’améliorer l’adhésion entre un métal et un polymère. Ce chapitre est conclu par un bref résumé où est développé l’intérêt scientifique et technique de cette thèse par rapport à ce qui a déjà été réalisé dans la littérature. Les trois chapitres suivants constituent les articles soumis et/ou publiés dans des journaux scientifiques. Le chapitre 2 présente l’étude des effets des conditions environnementales sur la résistance en cisaillement des joints soudés par résistance. Le chapitre 3 présente l’étude visant à améliorer l’adhésion entre l’EC et la matrice thermoplastique des joints soudés afin d’augmenter leur résistance en cisaillement. Le chapitre 4 présente l’étude des effets des cycles de gel/dégel sur la résistance en cisaillement de joints soudés par résistance avec ou sans adhésion acier/matrice améliorée. Les détails expérimentaux ainsi que les études préliminaires ayant été nécessaires à l’élaboration des études des chapitres 2, 3 et 4 sont présentés en annexes.

CHAPITRE 1

REVUE DE LITTÉRATURE

1.1 Soudage par résistance

La qualité d’un joint soudé par résistance dépend de plusieurs paramètres, notamment ceux liés à l’EC (le type de matériau utilisé, sa géométrie, sa résistivité), à la pression exercée sur le joint pendant le soudage, la température maximale atteinte dans le joint de même que le temps passé à cette température. Un schéma d’un montage de soudage typique est représenté Figure 1.1.

Figure 1.1 Modèle d’un montage de soudage par résistance

Dans cette partie, l’impact de la géométrie de l’EC, de la température et de la pression sur la qualité des joints soudés vont être discutés.

1.1.1 L’élément chauffant

Le rôle de l’élément chauffant est de fournir assez de chaleur à l’interface entre les deux composites à souder pour que leur matrice dépasse leur point de fusion ou leur température de transition vitreuse (Tg). Il peut être constitué théoriquement de n’importe quel matériau résistif et doit être poreux. Dans la littérature, principalement deux sont utilisés pour souder des composites : les fibres de carbone et un maillage en acier inoxydable.

Les fibres de carbone trouvent leur avantage dans leur compatibilité avec le composite si celui- ci est renforcé avec ces dernières. Cet EC peut être de type unidirectionnel ou tissé mais la répartition de chaleur est meilleure avec le tissé [10]. Les fibres de carbone en tant qu’EC sont peu étudiées aujourd’hui [11] car la répartition de chaleur lors du soudage est souvent non homogène et limite la dimension du joint [12,13]. De plus, l’application d’une pression avec les électrodes a tendance à endommager les fibres donnant une connexion électrique de mauvaise qualité [14,15].

Pour ces raisons, un grillage métallique en tant qu’EC est utilisé préférentiellement depuis la dernière décennie par sa résistance à la pression exercée par les électrodes et par la répartition plus homogène de la chaleur dans le joint. Il est aussi moins sensible aux paramètres de soudage et donne donc une meilleure répétabilité du procédé. Avant le soudage, un film de polymère identique à la matrice du composite est ajouté de chaque côté de l’EC. Cela permet d’avoir une soudure riche en résine et de réduire l’emprisonnement d’air entre les mailles de l’EC [16].

La résistance électrique de l’EC métallique est un facteur important, car elle va déterminer la puissance qui va être fournie dans le joint. Elle va varier par rapport à la finesse du maillage, l’écart entre les mailles et la température. Si pour des fibres de carbone l’augmentation de la température va faire baisser leur résistance, l’inverse se produit pour un maillage métallique. La puissance fournie peut alors être calculée suivant (1-1)

𝑃 = 𝐼²𝑅 (1-1)

avec 𝐼 le courant et 𝑅 la résistance. À courant constant, l’augmentation de la température va faire augmenter la résistance du maillage et donc augmenter la puissance fournie [17].

Figure 1.2 Observation au MEB d’un grillage en acier inoxydable 304 M200

Le diamètre des fils du maillage et la distance entre les mailles (gap) ont un fort impact sur la qualité du joint. Il a été mis en avant par Xxxx et al. [15] et Xxxxxx et al. [17] qu’un fil trop épais ainsi qu’un gap trop grand donnaient un joint de faible qualité avec l’apparition de porosités à l’interface de l’EC avec la matrice. À l’inverse, un maillage trop fin ne permet pas la diffusion de la matrice polymère entre les mailles et engendre donc des microfissures dans le joint [15,17]. Dans la Figure 1.2, la distance entre les fils (gap) est représentée pour un grillage de type M200 (200 fils/pouce). Le gap est de 0,089 mm et le diamètre de fil de 0,041 mm.

1.1.2 Température

L’augmentation de la température par effet Joule grâce à la résistance va permettre comme vu précédemment de xxxxxxxx ou fondre la matrice polymère afin de former le joint. La température doit ainsi atteindre la température de fusion ou de transition vitreuse de la résine

sans être trop élevée pour ne pas la dégrader [18,19]. L’énergie fournie augmente avec temps et donc la température du joint augmente avec le temps.

Il est aussi primordial d’obtenir une température la plus uniforme possible sur toute la surface du joint. Il a été observé à tension constante avec un EC en acier, des différences de température dans le joint, notamment entre le centre et les bords où pénètre l’EC dans le joint [12,15,20,21]. Dans le cas d’un joint de dimension 12,7 mm par 25,4 mm, la fusion de la matrice commence habituellement sur les bords courts du joint avant de se propager vers le centre et finalement terminer par les bords longs comme décrit schématiquement Figure 1.3 [22].

Figure 1.3 Représentation schématique de l’évolution de la matrice fondue pendant le procédé de soudage

Tirée de Hou (1999, p. 44)

Cet effet de bord existe, car la température est supérieure pour un EC à l’air qui va dissiper sa chaleur par convection que dans le joint où elle sera dissipée par conduction plus rapidement. Cela donnera une mauvaise distribution de la température qui sera plus haute sur les bords du joint [23]. Cela a pour conséquences de baisser la viscosité du polymère qui va fluer hors du joint. Une haute température peut de plus engendrer une dégradation du polymère. La

distribution non uniforme de la température peut être limitée en faisant varier la distance entre le joint et les électrodes appliquant le courant [24].

1.1.3 Pression

La pression est un facteur clé pour obtenir un joint de bonne qualité. Celle exercée sur l’EC aux électrodes d’une part et celle sur le joint. Une pression minimale des électrodes doit être appliquée sur un EC en acier afin d’abaisser la résistance de contact [12]. Le grillage en acier ne craint pas de pression trop forte ce qui permet un bon contact et une bonne répétabilité du procédé.

La pression exercée sur le joint pendant le soudage permet d’atteindre le contact intime à l’interface qui sera suivi de la diffusion du polymère. Le temps durant lequel la pression est exercée sur le joint est variable et va dépendre de la puissance appliquée pour le soudage et de la pression. Elle est exercée à partir du moment où le courant est appliqué et jusqu’au moment où la température du joint passera sous Tg après soudure [15].

Une pression trop faible donnera un joint avec une résistance en cisaillement faible causée par la déconsolidation du joint durant de refroidissement et par de l’air non expulsé [17,22]. À l’inverse, une pression trop élevée déforme le joint par un écoulement excessif de la matrice hors du joint modifiant la position des fibres et réduisant l’épaisseur du joint [25].

1.1.4 Courant/tension

La puissance fournie à l’EC et donc au joint est proportionnelle à la résistance de l’EC (𝑅), au courant (𝐼) et à la tension (𝑉) selon (1-2).

𝑃 = 𝑅𝐼2 = 𝑉𝐼 (1-2)

La puissance passant à travers l’EC est estimée égale à celle fournie par la source d’alimentation [25]. Un courant alternatif ou continu peut être appliqué pour un soudage. À

puissance faible (10 à 75 kW/m²), il y a trop de pertes de chaleur dans l’épaisseur des stratifiés. À haute puissance (> 130 kW/m²) la matrice risque de se détériorer en raison des grands gradients de température. Il faut alors déterminer une gamme de paramètres permettant une soudure de bonne qualité. Bien que cette fenêtre de paramètres soit unique à chaque matériau, elle se traduit par cinq combinaisons possibles représentées Figure 1.4.

Figure 1.4 Fenêtre de procédé d’un soudage par résistance Xxxxx xx Xxx (2001, p. 8)

La région I représente les combinaisons donnant des joints de bonne qualité. Dans la région II, la puissance est trop élevée et il y a une détérioration de la matrice. Dans la région III, il y a une perte de chaleur trop importante dans le stratifié et le montage de soudage et la soudure n’a pas lieu. Les régions IV et V admettent une bonne puissance mais dans le cas de la région IV le temps est trop court et l’énergie fournie est donc trop faible. Pour la région V le temps est trop long, le fondu n’est plus limité seulement à l’interface entre les stratifiés mais est plus profond. La déformation et la géométrie du joint ne sont alors plus contrôlées [12].

Obtenir le bon ratio temps/puissance peut se faire de différentes façons : en appliquant un courant ou une tension constante, avec une rampe de tension ou par impulsions de tension. Un soudage peut se faire en plusieurs fois. L’avantage de réaliser un soudage en plusieurs étapes est de pouvoir souder de grandes surfaces, cela permet aussi une meilleure uniformité de la température dans le joint. À tension constante, la puissance varie, car la résistance de l’EC varie avec la température (positivement ou négativement selon qu’il est en acier ou en fibres de carbone respectivement).

La rampe de tension ne prend pas forcément sa tension initiale à 0 [15] et la tension augmente jusqu’à la fin du soudage. Pour un même temps et une même température finale, cette méthode nécessite une énergie moins importante par rapport à une tension constante ou un soudage par impulsions. La température est également plus uniforme sur la surface du joint qu’en tension constante. Mais à courant constant la puissance augmente proportionnellement avec la résistance à l’inverse de la tension.

1.2 Impact de la température et de l’humidité

Les composites sont des matériaux sensibles à la température et à l’humidité. La température va avoir un impact sur la matrice et sur l’interface fibres/matrice dépendamment de la stabilité thermique de la matrice et de l’ensimage des fibres. L’impact de l’humidité sur les composites va quant à lui dépendre de l’absorption de la matrice et de l’interface fibres/matrice où l’humidité peut évoluer par capillarité si l’adhésion entre les deux matériaux n’est pas bonne.

1.2.1 Sur les composites

Pour connaitre les conditions maximales d’utilisation des composites, il est habituellement étudié l’évolution de leurs propriétés en fonction de la température et de leur absorption en humidité.

L’absorption d’eau d’un composite va dépendre du taux d’humidité relative dans l’air, de la température, de sa matrice et du renfort. Il est observé qu’en conditionnant des composites en

atmosphère humide la diffusivité ainsi que l’absorption d’humidité maximale augmentent avec la température [26–29]. L’absorption se produit dans la matrice mais également à l’interface fibres/matrice. Il a été mesuré par Xxxxxxxx et al. [27] et Boukhoulda et al. [26] que dans un environnement humide, les composites à matrice époxy renforcés avec des fibres de verre absorbent plus d’humidité que ceux avec des fibres de carbone. De plus, il a été mesuré par Xx Xxxxxxx et al. [30] que pour un composite CF/époxy, l’absorption maximale de la matrice seule est inférieure à celle du composite. L’absorption d’humidité par les composites provoque généralement une baisse de Tg associée à une plastification des matrices époxy [27,31,32]. Les autres conséquences peuvent également être une baisse du module transverse [26,32], de flexion [32] et de cisaillement [29]. Il est aussi reporté par Xxxxxxxx et al [27] et Mahale et al.

[29] une baisse de la résistance en tension et en flexion, et une baisse de la résistance interlaminaire avec l’augmentation de l’absorption d’humidité. Les propriétés en tension axiale sont moins impactées que les modules car dominées par les fibres [27].

La performance des composites thermoplastiques en température dépend de leur Tg. Ils sont censés être utilisés sous la température de transition vitreuse de leur matrice à moins que celle- ci ait un haut taux de cristallinité. Le polysulfure de phénylène (PPS) et le Polyetheretherketone (PEEK) possèdent des Tg de 90°C et 145°C respectivement. Pour les composites CF/PPS et CF/PEEK, les résistances à la flexion et en cisaillement ainsi que les modules de flexion et de cisaillement mesurés par Xxxxx et al. [33] baissent légèrement entre la température ambiante (TA) et Tg. Une diminution plus importante de ces propriétés est mesurée aux alentours de la Tg de leur matrice. Il peut être noté que pour le CF/PPS, le module de flexion réaugmente à 110°C dû à la cristallisation froide du PPS. L’influence de la Tg est aussi relevée par Xxxx et al. [34] sur les composites CF/PPS et GF/PPS testés en flexion trois points de 25°C à 200°C. De 25°C à 90°C, les courbes force/déplacement présentent une augmentation linéaire de la force jusqu'à atteindre la charge maximale. De 120°C à 200°C les composites présentent un comportement ductile avec une déflection plus importante et une partie linéaire plus courte. La baisse la plus importante du module de flexion est située aux alentours de Tg. Ce phénomène est observé aussi bien avec les fibres de carbone qu’avec les fibres de verre. D’après ces études, les performances des composites thermoplastiques semblent donc limitées par leur Tg.

Outre la température, l’humidité a aussi une influence sur les performances des composites thermoplastiques. Dans le Tableau 1-1 sont répertoriés différents conditionnements hygrothermiques sur les composites thermoplastiques. Ces vieillissements sont soit en température et humidité constantes, soit en immersion et température constante. Ces conditionnements sont toujours réalisés à des températures allant jusqu’à 80°C soit une température d’essai standard en aéronautique [35,36]. Les dégradations de propriétés sont dues à l’hydrolyse des chaines polymères menant à la formation puis à la migration de chaines à faible poids moléculaire [37]. Ces chaines induisent une plastification et une hydrophilisation de la matrice, les molécules d’eau et les chaines à très faible poids moléculaire abaissant les interactions entre les chaines longues. Ce vieillissement physique se mesure par les modifications de Tg observées.

Tableau 1-1 Paramètres de conditionnement hygrothermique et leurs effets sur des composites thermoplastiques

Composite	Empilement	Conditions	Absorption d’eau	Essai	Conséquences sur la résistance ou les modules
CF/PEEK		70°C/85%HR (1000h) Essai à 120°C			σ -9%	a b c d e f
(5HS)	[0/45/0/45]S
CF/PPS (5HS)				Tension	σ -13%
CF/PEEK (5HS) CF/PPS (5HS)	[45]7				σ -11% σ -24%
CF/PEI (5HS)	[0/+45/-45/90]S	80°C/90%HR	0,25%	ILSS	σ +6%
		(1200h)
CF/PPS (5HS)	[0/90]3	80°C/90%HR	< 0,10%	Tension	σ +12%
		(1344h)
CF/PPS (5HS)	[0]6	Immersion 50 ; 70 ; 80°C (1000h)	0,32 à 0,45%	Compression axiale	σ +12,91%
GF/PPS (8HS)		Immersion + NaCl 60°C (1000 h)	0,30%	DMTA	Tg-5°C ; E'-50% E"-39%
CF/PEEK	[0]6 [±45/0/90/±45] [±45]3	Immersion 80°C (2400 h)	≈ 3%	Tension	σ -28% σ -33% σ -31%

a Vieille B. (2012) Materials and Design [38]

b Xxxxxxx N.L. (2013) Reinforced Plastics and Composites [39] x Xx Xxxxx M.C.M. (2012) Polimeros [40]

d Xxxxxxx N.L. (2015) Thermoplastic Composite Materials [41]

x Xx Xxxxx M.C.M. (2011) Reinforced Plastics and Composites [37] f Xxx Y.H. (2013) Advanced Materials Research [42]

σ = résistance ; ILSS = résistance au cisaillement interlaminaire ; DMTA = analyse thermomécanique dynamique ; Tg = température de transition vitreuse ; E’ = module de conservation ; E’’ = module de perte

Il peut être noté que l’absorption d’eau est généralement faible, entre 0,1 et 0,45% excepté pour le CF/PEEK qui a été conditionné plus longtemps en immersion à 80°C [42]. C’est d’ailleurs dans cette étude que la diminution de propriété (la résistance à la tension) est la plus importante et cela peu importe l’empilement du composite. Les effets du conditionnement en humidité peuvent également augmenter certaines propriétés mécaniques des composites thermoplastiques. L’augmentation de la résistance en cisaillement interlaminaire mesurée par Xxxxxxx et al. [39] est attribuée aux relaxations de contraintes du stratifié dues à une meilleure accommodation des chaines polymères et à un impact négligeable sur l’interface fibres/matrice. Une augmentation des propriétés en tension et en compression est également

mesurée par Xx Xxxxx et al. [40] et Xxxxxxx et al. [41] pour le composite CF/PPS. Dans l’étude de Xx Xxxxx et al. [40], cette propriété est dominée par les fibres et l’absorption est très faible. Dans l’étude de Xxxxxxx et al. [41], l’absorption est plus élevée. De plus le facteur d’amortissement tan delta augmente avec la température de vieillissement, de même que la Tg. Ici à plus haute température en immersion, le matériau se rigidifie et ceci est attribué à une réticulation et donc dans ce cas l’eau n’agit pas comme plastifiant. Les essais de compression sont réalisés à TA après vieillissement et désorption de l’humidité. La résistance à la compression augmente confirmant la plus grande rigidité du composite.

Ces études montrent que l’humidité et la température ont une influence synergique sur le composite et en particulier sur le polymère. Selon le composite étudié, les performances peuvent être améliorées ou dégradées car plusieurs phénomènes interviennent dans le vieillissement des composites. Les effets peuvent d’une part être dus à l’humidité dans le composite et d’autre part être le résultat d’une modification irréversible après vieillissement.

1.2.2 Sur les joints composites

Dans les études sur l’évolution des propriétés mécaniques des joints composites thermodurcissables collés, les températures d’essai se situent en général entre -40 et 80°C. Les effets des différentes dégradations dues au vieillissement sont principalement liés à la liaison adhésif/composite, la réduction de la résistance du joint étant liée à une baisse de la force de liaison entre le composite et l’adhésif en présence d’humidité [43–46].

Pour les joints de composites thermoplastiques soudés, l’influence de la température pour un composite GF/PPS de -50 à 150°C soudé par résistance a été étudié par Xxxxxxx et al. [47]. La résistance en cisaillement (LSS) baisse de -50°C à 50°C avec une baisse de 12% à 50°C comparativement à la TA. Le LSS est ensuite stable jusqu’à 90°C et baisse de 90°C à 150°C pour une baisse de LSS de 35% à 150°C comparé à 20°C. Le mode de rupture à toutes les températures considérées est une rupture fibres/matrice qui apparait entre la soudure et les

fibres du premier pli du stratifié. La baisse de LSS est associée à la dégradation de l’interface fibres/matrice avec l’augmentation de la température.

1.3 Modèles d’absorption de l’humidité

La diffusion à travers les composites est souvent modélisée par la loi de Fick qui décrit la cinétique d’absorption hygroscopique dans un matériau. L’absorption d’eau dépend de la nature physicochimique du matériau, de la température et du taux relatif d’humidité dans l’environnement. La première loi de Fick décrite en (1-3) est couramment utilisée pour les matériaux polymères avec 𝐹→ le flux de masse, 𝐷 la diffusivité dans le matériau et 𝑐 la concentration d’humidité.

𝐹→ = 𝐷. ̅𝐺̅𝑟̅𝑎̅𝑑̅→ 𝑐 (1-3)

C’est surtout la diffusivité qui va déterminer le flux de matière et dans ce modèle elle est estimée indépendante du taux d’humidité mais hautement dépendante de la température.

Si la pièce étudiée est une plaque, il est souvent considéré uniquement la diffusion dans l’épaisseur de l’échantillon. La diffusivité (ou coefficient de diffusion) est alors liée à la prise en humidité d’un matériau selon le temps d’exposition à un vieillissement hygrothermique. Dans ce modèle à 1 dimension, le gain de masse relative 𝑀𝑡 pour un échantillon exposé est exprimé par (1-4) avec 𝑀∞ le gain de masse relatif à l’équilibre, 𝐷 le coefficient de diffusion,

𝑡 le temps et ℎ l’épaisseur de l’échantillon [48,49].

𝑀𝑡

𝑀∞

= 1 −

8

𝜋2

∞

∑

𝑛=0

1

(2𝑛 + 1)2

𝑒𝑥𝑝 (

−𝐷(2𝑛 + 1)2𝜋2𝑡 ℎ2

) (1-4)

Quand la diffusion est plus lente que la relaxation de la matrice, l’absorption d’humidité est proportionnelle à la racine carrée du temps d’exposition (n = 0,5). Si l’inverse se produit, un

front saturé et gonflé avancera dans le polymère et l’absorption sera proportionnelle au temps (n = 1).

De manière générale, cette diffusion est approximée par (1-5). Cette solution est utilisée dans le standard ASTM D5229M-14 [50] dans lequel 𝐷 est calculée par (1-6) d’après les premiers points de mesures de gain de masse et l’absorption maximale (Mm).

𝑚 2

𝐺(𝑇, 𝑡) = 𝑀 × (1 − 𝑒𝑥𝑝 [−7.3 (𝐷𝑧𝑡)

ℎ

0.75

]) (1-5)

ℎ 2 𝑀2 − 𝑀1 2

𝐷𝑧 = 𝜋 (4𝑀𝑚)

(√𝑡2

− √𝑡1)

(1-6)

Dans l’équation (1-6), ( 𝑀2−𝑀1

2

est la pente de la courbe d’absorption en fonction de la racine

√𝑡2−√𝑡1)

carrée du temps en début de conditionnement.

Des diffusions anormales peuvent être observées (n entre 0,5 et 1) et sont souvent décrites par un double modèle de Fick, dans lequel deux mécanismes différents se produisent simultanément. Ce modèle est généralement utilisé pour des échantillons de faible épaisseur et d’une grande surface, ce qui ne s’applique généralement pas dans le cas des composites étudiés en laboratoire étant donné la taille des échantillons et des chambres environnementales.

Le modèle de Langmuir permet comme le double modèle de Fick de modéliser l’absorption d’humidité dans le cas d’une diffusion anormale (n entre 0,5 et 1). Il a été proposé par Xxxxxx et Xxxxxx [51] et suppose qu’il y a deux types de molécules d’eau : les mobiles et les fortement liées au polymère. L’eau mobile occupant les espaces vides n’a pas d’impact sur le changement de volume du polymère tandis que l’eau liée peut former des ponts hydrogènes avec les groupements polaires des polymères, augmentant la taille des ponts hydrogènes entre les chaines et donc augmentant le volume du matériau. Ce phénomène se nomme plastification [52].

1.4 Impact des cycles thermiques

Les matériaux composites, particulièrement ceux employés dans l’aéronautique vont subir d’importantes variations de température en service. En effet, il est considéré que la température d’un avion commercial descend jusqu’à -56,4°C [53] et que la température au sol selon les conditions peut atteindre 71°C [54]. Les différents composants des matériaux composites n’ayant pas les mêmes coefficients d’expansion thermique (CET), l’effet des variations de température génère des contraintes résiduelles dans le matériau.

1.4.1 Sur les composites

Il a été vu section 1.2 que la température et l’humidité affectaient principalement la matrice polymère des composites et l’interface fibres/matrice. Lors de variations de température, c’est aussi à cette interface que les contraintes résiduelles vont être formées. La Figure 1.5.a montre les contraintes générées pendant la chauffe ou le refroidissement d’un composite typique dans lequel le polymère a un CET supérieur à celui des fibres. En b et c, les deux matériaux sont libres de se déformer indépendamment l’un de l’autre et aucune contrainte n’est générée. Lorsque la fibre et la matrice sont liées (d et e), un refroidissement entraine une contrainte axiale de tension dans la matrice et une contrainte de compression dans la fibre. Des contraintes radiales en tension seront aussi développées à l’interface fibres/matrice.

Figure 1.5 Représentation schématique de l’effet des changements de températures sur un système fibres/matrice sans adhésion entre les deux matériaux (b et c) et avec une adhésion parfaite (d et e)

Reproduite et adaptée avec l’autorisation de Xxxxxx (2010, p. 329)

Pour les composites thermoplastiques à matrice semi-cristalline, les cycles thermiques doivent être réalisés en dessous de Tg pour étudier la dégradation de l’interface fibres/matrice. D’autres phénomènes interviendraient à des températures supérieures à Tg tels que la cristallisation froide par exemple. Des échantillons de stratifiés CF/PPS unidirectionnels (UD) ou quasi- isotropes (QI) ont été conditionnés en cycles thermiques allant de 21°C à 80°C, 100°C ou 120°C par Cao et al. [55]. Les cycles allant jusqu’à 80°C ont peu affecté le composite, mais à 100°C et 120°C, la cristallinité mesurée par DSC a augmentée de 8,3% et 11,2% respectivement. Il a été mis en relation l’augmentation du module des composites et le taux de cristallinité. Il a également été noté que les modules longitudinaux et transversaux des composites UD augmentaient avec le degré de cristallinité, alors que l'inverse se produisait pour les QI. Ces tendances contradictoires peuvent s’expliquer par l’augmentation du module du polymère qui domine le premier cas, tandis que l’affaiblissement interfacial entre couches de différentes orientations peut régir la réponse pour le QI. Le nombre de cycles de 90 minutes étant seulement de cinq, la baisse de module pour le cycle allant jusqu’à 80°C est faible. Aussi, les dégradations liées aux interfaces fibres/matrice n’ont pas pu être mesurées à des températures plus élevées, car l’augmentation de la cristallinité par cristallisation froide

dominait les variations du module. À l’inverse, dans l’étude de Xxxxxxx et al. [56] sont étudiés le module d’Young et de cisaillement d’un stratifié CF/PEI de 8 plis 5HS pour un conditionnement jusqu’à 2000 cycles allant de -50°C à 80°C. Les mesures par analyse thermomécanique dynamique (DMTA) n’ont pas montré de différence du module de conservation après conditionnement et les essais en flexion n’ont pas montré de différence de résistance en cisaillement interlaminaire (ILSS) suggérant qu’il n’y a pas eu d’apparition de microfissures dans la matrice ni de dégradation à l’interface fibres/matrice. Cependant une baisse du module de cisaillement de 16,5% a été mesurée. Dans des conditions similaires de -40 à 80°C pour 532 cycles et une humidité relative de 90% aux températures positives, il est mesuré par Arici et al. [57] une baisse de l’énergie de fracture de 28% et une baisse de la rigidité de 24% pour un composite CF/PEI suite à des essais en tension avec échantillon entaillé. Ces baisses de propriétés n’ont pas été mesurées lorsque le composite est renforcé par des fibres de verre et cela est attribué à la plus grande différence de CET entre la matrice et les fibres de carbone comparé aux fibres de verre. Pour les composites à matrice PPS, les différences de propriétés mécaniques après conditionnement sont associées à la dégradation de l’interface fibres/matrice. Pour Xxxxxxx et al. [58], le conditionnement pendant 1000 heures de -30 à 80°C avec une humidité relative de 10 à 90% fait baisser le module et la résistance à la tension quand le renfort est des fibres de carbone. En compression, le module augmente légèrement mais baisse jusqu’à 16% lorsque le composite est renforcé par des fibres de verre. Sur ces composites, aucun changement n’a été mesuré en DMTA et en infrarouge par réflexion atténuée (ATR) indiquant qu’il n’y a pas eu de plastification ni de modifications chimiques de la matrice. Il en est conclu que les modifications de propriétés sont provoquées par le détachement de la matrice des fibres. Cette conclusion est corroborée par Xxxxxx et al. [59] où après des essais de cisaillement en poutre courte « short beam shear », une baisse de 17 à 20% de la capacité de charge est mesurée. Après les essais, les surfaces de rupture ont été observées au microscope électronique à balayage (MEB). Une rupture fragile avec des propagations de fissure entre les plis est observée pour les échantillons non conditionnés, car la charge transférée aux fibres est grande. Après 100 cycles de deux minutes de 0°C à 100°C en immersion dans de l’eau distillée, la résistance interfaciale du composite est plus faible, et des microfissures sont observées mais aucune longue fissure comme obtenue sur les échantillons

non conditionnés. De plus, de la matrice est observée sur les fibres brisées sur l’échantillon avant cycles alors qu’il n’y en a pas après 100 cycles. Cela démontre la dégradation de l’interface fibres/matrice avec les cycles thermiques. La faible adhésion entre ces matériaux fait que les dommages se propagent à l’interface et les fibres glissent dans la matrice. Ce phénomène s’appelle la protrusion de fibres.

1.4.2 Sur les joints collés

L’effet des cycles de gel/dégel sur les joints soudés n’a à la connaissance de l’auteur jamais été étudié. Cependant, l’impact de ces cycles sur des joints collés est bien connu notamment pour les joints acier/composite. Pour des composites époxy à fibres de carbone, il a été mesuré par Xxxxxxx et al. [60] une baisse de résistance des joints collés de 18% à 28% après 40 cycles de -18°C à 38°C pour des adhésifs Sikadur 30 et Sikadur 330 respectivement. Cette baisse de résistance s’est accompagnée d’un changement de mode de rupture passant de cohésif à adhésif pour le Sikadur 330 et d’un délaminage dans le composite à un délaminage partiel avec rupture adhésive pour le Sikadur 30. Les mêmes conclusions sont apportées par Xxxx et al. [61] pour le Sikadur 30 avec un conditionnement pendant 10 000 heures avec des cycles de 12 heures de -20°C à 20°C. À L’inverse après 250 cycles de -20°C à 20°C, il n’a pas été mesuré par Xxxxxxxx et al. [62] de baisse de la résistance de joints doubles pour un adhésif époxy StoBPE Xxx 567 que ce soit avec ou sans humidité. Des conclusions différentes sont apportées par XxXxxxxxx et al. [63] où un seul gel après une saturation en humidité a provoqué une augmentation de la porosité d’un adhésif époxy dicyandiamide compris entre deux composites CF/époxy par rapport aux joints non gelés. Cette plus grande porosité mesurée par une analyse diélectrique a eu comme effet d’augmenter l’absorption maximale d’eau dans le joint. La création de porosité en plus de réduire la résistance de l’adhésif peut également réduire son adhésion au composite [64]. L’impact des cycles est donc fortement dépendant du matériau utilisé et de l’humidité absorbée par celui-ci.

1.5 Adhérence entre l’acier inoxydable et la matrice polymère

Dans le procédé de soudage par résistance, l’adhérence de l’élément chauffant sur la matrice polymère est faible, les deux matériaux étant très différents. L’acier est hydrophile avec une bonne énergie de surface et les thermoplastiques sont le plus souvent hydrophobes. Beaucoup de recherches ont été faites sur l’adhésion entre le métal sous forme de plaque et les thermoplastiques. L’adhésion entre deux matériaux peut alors être classée en deux catégories : l’adhésion mécanique concernant la diffusion du polymère dans les irrégularités de la surface du métal et l’adhésion spécifique. Parmi les liaisons spécifiques, les liaisons physiques concernent les liaisons hydrogène et les liaisons dipôle-dipôle alors que les liaisons chimiques sont les liaisons covalentes et les liaisons thermodynamiques et sont liées à la mouillabilité et la compatibilité de deux matériaux [65]. Il va alors être question ici de discuter des effets des traitements de surface du métal ou du polymère sur leur adhésion et de leur viabilité sur un grillage métallique et dans le procédé de soudage par résistance.

1.5.1 Traitement chimique

Parmi les traitements chimiques, la gravure alcaline et le décapage à l’acide permettent d’oxyder la surface de l’acier sans affecter grandement sa rugosité. Le décapage à l’acide va d’ailleurs donner une couche d’oxydes plus homogène [66]. Cette couche d’oxydes va augmenter la mouillabilité du métal en augmentant la composante polaire de son énergie de surface aussi appelée tension superficielle. Cette force est composée de deux parties, une disperse dépendant des forces de London et une polaire dépendante des interactions dipôle- dipôle. Ces composantes peuvent être mesurées par la méthode d’Xxxxx, Xxxxx, Xxxxx et Kaelble [67] en mesurant l’angle de contact entre la surface du solide et des solvants ou polymères sous forme fondus [68].

Il a été réalisé par Xxxxx-Xxxxxx et al. [69] une série d’expériences visant à augmenter l’adhésion entre le polypropylène (PP) et l’acier en traitant le PP avec un anhydride maléique pour ajouter des groupes carbonyles (-C=O) réactifs ce qui a eu pour conséquence d’augmenter l’énergie de surface du polymère et d’augmenter de deux fois la force de la liaison avec l’acier,

le pourcentage de ruptures cohésives est également bien supérieur par rapport au PP non traité où les ruptures sont majoritairement adhésives.

1.5.2 Micro-/Nano-texturisation de l’acier

Les traitements mécaniques du métal visent à changer la structure de sa surface pour augmenter sa rugosité et permettre au polymère fondu de pénétrer cette structure et augmenter l’adhésion. Le grenaillage avec un oxyde d’aluminium [68,70] permet d’augmenter la rugosité du métal en créant des fosses de différentes tailles, de < 1 μm à 5 μm et de différentes profondeurs allant jusqu’à 20 μm. Cette méthode a été utilisé par Xxxxxx et al. [70] pour lier le polycarbonate à l’aluminium. Les microcavités sont mieux pénétrées avec une température plus haute. À trop basse température, seules les macrocavités sont pénétrées par le polymère donnant une résistance à la tension plus faible. La micro/nano-texturisation peut également servir à diminuer l’adhésion entre un métal et un thermoplastique en utilisant l’effet « lotus ». Cela permet de démouler des pièces composites sans passer par un agent de démoulage pouvant contaminer le thermoplastique [71]. Mais pour ce qui est de la résistance en cisaillement, la rugosité est de moindre importance selon Xxxxxxxxx et al. [68] où ce traitement a été comparé avec des décapages chimiques de l’aluminium donnant des rugosités bien plus faibles. Il a été conclu que la rugosité n’affecte pas significativement la résistance en cisaillement et que des interactions physiques ou chimiques entre les deux matériaux sont plus efficaces.

1.5.3 Traitement au plasma

Le plasma est formé de particules (d’ions et d’électrons) chargées. Ces particules sont créées suite à un apport d’énergie conséquent à des molécules qui se désolidarisent alors et sont projetées sur une surface à traiter. On utilise généralement un gaz comme source de matière qui sous forme d’ions va pouvoir soit nettoyer une surface soit l’activer.

L’activation peut être mécanique en créant de la rugosité sur le matériau ou chimique quand les groupements de surface sont modifiés par le plasma. L’activation de surface sert à augmenter l’énergie de surface d’un matériau afin d’augmenter sa mouillabilité et donc son

adhésion à d’autres matières. Elle est faisable sur plusieurs types de matériaux, les métaux comme les polymères, cependant après traitement, la surface activée est très sensible aux particules environnantes et se désactive avec le temps de façon logarithmique [72]. C’est d’autant plus rapide pour les métaux (quelques heures) que pour les plastiques (de quelques jours à quelques mois). De plus, il a été démontré que traiter l’acier par cette méthode n’augmentait que très peu son énergie de surface déjà très haute [73].

Contrairement aux métaux, les thermoplastiques sont bien souvent hydrophobes compte tenu de leur faible énergie de surface mais ils peuvent être facilement traités par plasma. Plusieurs paramètres vont avoir une influence sur la qualité du traitement : la pression, le gaz, le temps, le flux et la puissance [74], le but étant d’avoir la plus grande énergie de surface possible mais aussi d’obtenir un procédé rapide et peu couteux [75]. La rapidité de cette technique peut être améliorée en augmentant la concentration d’oxygène dans le gaz utilisé [72]. Cependant la concentration d’oxygène est limitée pour ne pas obtenir un gaz qui deviendrait inflammable. Bien que ces traitements soient souvent faits à basse pression (quelques centaines de Pa), il est possible de les effectuer à pression atmosphérique rendant le procédé plus simple pour le réaliser sur de grandes surfaces [76].

Pour ce qui est des métaux, le traitement au plasma induit une oxydation de surface rapide et efficace. À haute puissance, il permet de modifier plus profondément la rugosité du métal. Ces différences physico-chimiques de surface ont un impact sur l’activité de surface mesurée par angle de contact. Cet angle est en général très faible après traitement au plasma [77]. Il est aussi montré que l’énergie de surface a tendance à diminuer avec le temps dû aux contaminants présents dans la chambre plasma, la surface étant très réactive aux espèces carbonées.

1.5.4 Silanisation

Pour améliorer l’adhésion entre un matériau inorganique et un polymère, les silanes ont souvent été utilisés. Un silane est une molécule organique possédant la formule suivante : 𝑌− (𝐶𝐻2)𝑛 − 𝑆𝑖(𝑂𝑅)3, avec −𝑌 un groupe organofonctionnel comme une amine, un époxy ou un thiol par exemple, −𝑂𝑅 un groupe alkoxy hydrolysable et −(𝐶𝐻2)𝑛 une chaine carbonée de

longueur variable. Les silanes peuvent réagir à la fois avec des matériaux inorganiques et avec des polymères. Les liaisons effectuées avec ces matériaux peuvent être de nature covalente, faible ou encore être des liaisons par interdiffusion des molécules de silane dans le polymère. Les silanes sont alors compatibles avec beaucoup de matériaux très différents.

1.5.4.1 De l’acier

Les silanes réagissent avec des substrats comme les métaux, le verre ou n’importe quelle surface possédant des groupements hydroxyles -OH.

Figure 1.6 a) Mécanisme d'hydrolyse du silane, b) condensation sur les groupements hydroxyles (-OH) d’une surface inorganique et c) réticulation pour former le réseau de siloxanes

Pour ce faire, les molécules de silanes doivent être hydrolysées, c’est-à-dire que les groupements alkoxy vont réagir avec l’eau, et par hydrolyse devenir des groupements hydroxyles comme décris Figure 1.6.a. Cette hydrolyse est réalisée dans un solvant contenant de l’eau ou un acide permettant la réaction. Par la suite, le silane va se lier temporairement avec les hydroxyles de surface par liaisons hydrogène puis par condensation être lié par une

liaison covalente au substrat (Figure 1.6.b). Finalement le réseau siloxane se crée par condensation des molécules de silane les unes avec les autres (Figure 1.6.c). Ces deux dernières réactions peuvent se faire à la suite ou en même temps selon les conditions [78]. Les silanes réagissent généralement avec les polymères thermodurcissables en créant des liaisons covalentes avec ces derniers à condition de sélectionner le bon groupement terminal −𝑌 réagissant avec les groupes réactifs du polymère.

Figure 1.7 Mécanisme d’interpénétration du silane et de la matrice thermoplastique

Inspiré de Dow Corning (2005, p. 10)

Un des avantages des thermoplastiques est leur haute résistance chimique, car ce sont des matériaux peu réactifs. Mais c’est alors plus difficile d’obtenir une adhésion forte avec un substrat par l’intermédiaire d’un silane. Il n’est pas créé de liaisons covalentes avec le polymère mais une interdiffusion des chaines de silane et des chaines du thermoplastique créant ainsi une interphase comme décrit Figure 1.7 [79].

C’est alors primordial de bien choisir le silane en fonction du polymère utilisé, car si ceux-ci ne sont pas compatibles il n’y aura pas d’interdiffusion et donc pas d’amélioration de l’adhésion grâce au silane. Pour chaque ensemble substrat/silane/polymère, des paramètres de

réaction uniques doivent être déterminés. Un récapitulatif des différents paramètres de réaction utilisés dans la littérature est donné Tableau 1-2. Durant la première étape, l’hydrolyse, il est généralement utilisé deux solvants, l’eau qui permet l’hydrolyse [80] et l’éthanol dans lequel les silanes se dissolvent mieux [81]. Un mélange des deux peut également être utilisé [82] ou d’autres alcools comme l’isopropanol ou l’isobutanol [83]. Elle est généralement faite à TA pour des temps allant d’une minute [82] à une heure [84]. La vitesse d’hydrolyse va dépendre du solvant mais également du pH, car en ajoutant de l’acide, l’hydrolyse va être plus rapide sachant que les groupements alkoxy du silane s’hydrolysent plus vite quand ils sont constitués de groupement méthylène qu’éthylène [82]. Un compromis doit donc être trouvé pour obtenir une hydrolyse rapide sans que la solution précipite par la création d’oligomères de siloxanes. La réaction de condensation initiée par les liaisons hydrogène avec le substrat est également réalisée avec des durées différentes d’une minute [82] jusqu’à 100 minutes [80]. Cependant, La concentration de groupes NH2 spécifiques de l’aminopropyltriethoxysilane (APTES) a été mesurée par Xxxxxxxx et al. [81] par microscopie fluorescente et il apparait que la concentration est plus importante avec un temps de réaction de 60 minutes par rapport à 15 minutes. La vitesse de réaction va aussi dépendre de la température, même si généralement réalisée à TA, la condensation semble selon [81] plus efficace à une température de 60°C. À 120°C, le taux de greffage des silanes sur la surface est plus faible et cela est attribué à la perte de groupes amino due à la présence de liaisons silanes non covalentes et à leur évaporation ou à la catalyse de l'oxydation d'amine entrainant la perte de molécules contenant de l'azote. La concentration du silane dans le solvant est comprise généralement entre 0,1% [80] et 5% [85]. De cette concentration va dépendre l’épaisseur de la couche de silane mesurée par Xxxxxxxxx et al. [80] entre 10 nm avec une concentration de 0,1% et 150 nm avec 0,5% obtenant une adhésion entre l’acier et un thermoplastique uréthane (TPU) supérieure avec une plus grande épaisseur. Il apparait également que le rinçage du substrat diminue cette épaisseur à 10 nm. L’interaction entre le silane et le substrat étant réversible tant que la réaction de condensation n’a pas eu lieu, il est possible que ces molécules soient éliminées pendant le rinçage en plus de celles qui sont en excès.

Le rôle du pH et son effet sur le silane et sa réaction avec le substrat ne font pas l’unanimité. Plusieurs auteurs obtiennent de meilleurs résultats avec un pH basique (qui est le pH naturel d’une solution de silane) [81,84,86] tandis que d’autres préconisent un pH acide [78,83]. Une très faible quantité d’acide acétique peut également être utilisée en tant que catalyseur de réaction [85]. Le pH doit également être sélectionné selon le substrat, car l’interaction acide- base entre le substrat définie par son point isoélectrique et le solvant définie par son pH doit aussi être prise en compte. Si le pH est inférieur au point isoélectrique, l’oxyde métallique est positivement chargé par absorption des protons de la solution et s’il est supérieur, il est négativement chargé dû à l’ionisation de la surface. Pour le zinc par exemple, le pH optimal pour le revêtement silane est situé entre 6 et 9 où l’adsorption du silane se fait par les silanols (Si-OH). À l’inverse au pH naturel du silane (pH10,4), l’adsorption se fait par l’amine (-NH2). Il est aussi indiqué par Xxxxxxx el al. [87] que l’utilisation d’un pH basique permet de dissoudre la couche d’oxyde des métaux qui va ainsi se diffuser dans la couche de silane formant des complexes organométalliques. Pour que la réticulation soit complète et éviter que les molécules de silane se détachent si elles n’ont pas de liaison covalente avec la surface, le revêtement est conditionné à des températures allant de 60°C à 110°C pour un temps variant de 10 minutes

[86] à 12 heures [85]. Cette étape peut également être réalisée à TA mais le conditionnement sera dans ce cas plus long.

Tableau 1-2 Paramètres de réaction utilisés dans la littérature pour appliquer un revêtement de silane sur un acier inoxydable

Étape	Paramètres de réaction
Hydrolyse	Solvant	Eau et/ou éthanol
	Temps	1 minute à 1 heure
Silanisation	Temps	1 à 100 minutes
	Température	21 à 60°C
	Concentration de silane	0,1 à 5%
	pH	Acide ou basique
Réticulation	Température	21 à 110°C
	Temps	10 minutes à 12 heures
Décapage	Réactif	Acide (H2SO4) ou basique (NaOH)
Oxydation	Temps	5 à 300 minutes

Il a été précisé que les molécules de silane réagissent avec les groupements hydroxyles à la surface du substrat. Pour l’acier inoxydable, les groupements hydroxyles sont portés par les oxydes de fer (Fe2O3) et de chrome (Cr2O3) qui se trouvent naturellement à leur surface. Malheureusement, la couche d’oxyde protectrice de ces alliages est généralement couverte par une couche d’impuretés d’origine organique [88]. Avant d’appliquer le silane il est alors nécessaire de retirer cette couche et de réoxyder la surface. Ces couches sont retirées habituellement par polissage, cela permet également d’obtenir une surface lisse. De plus, une faible rugosité de surface permet aux silanes de s’orienter perpendiculairement à la surface et ainsi d’obtenir un réseau siloxane ordonné [89]. L’acier peut également être nettoyé par des solutions basiques de NaOH [84] ou acides [66]. Cette solution permet de retirer les couches désirées sans avoir recours au polissage qui ne peut pas être réalisé sur toutes les géométries. L’impact de la corrosion avec l’acide sulfurique H2SO4 a été étudié par Xxxxxx et al. [90] et la corrosion a permis de dissoudre la couche d’oxydes à partir de 0,2 M d’acide et une température de 60°C était plus efficace que la température ambiante. L’oxydation doit ensuite être réalisée à haute température, dans les études de Xxxxxxxxx et Honkanen [80,89,91,92] cette température est de 350°C et l’effet du temps d’oxydation est étudié sur l’acier 304. De 5 à 25 minutes, les oxydes se forment de manière disparate sur la surface de l’acier en petits ilots. À 100 minutes, la couche d’oxydes devient homogène faisant 20 nm d’épaisseur [80]. À 100 minutes d’oxydation, le silane se dépose uniformément, à 300 minutes, l’épaisseur du silane est variable. Les essais de pelage entre l’acier et un TPU ont montré que l’oxydation pendant 5 minutes donnait les meilleurs résultats suivis de 100 et 300 minutes. Les trois sont supérieurs à l’acier non oxydé. Sans oxydation, la rupture est adhésive et devient cohésive avec l’oxydation [89]. Après polissage et oxydation de 100 minutes, la couche d’oxyde est plus épaisse que sur l’acier brut mais contient plus d’oxydes de fer que d’oxydes de chrome. Le taux de carbone mesuré est réduit de 59 à 17%. Les impuretés restantes sont probablement originaires de l’atmosphère pendant l’oxydation. Une bonne concentration d’hydroxyles est mesurée en surface, elle est donc réactive au silane [91].

L’amélioration de l’adhésion entre un métal et un polymère, même thermoplastique, est donc bien connue et les procédés précédemment cités peuvent être appliqués à l’EC des joints

soudés. L’impossibilité d’utiliser le polissage pour l’activer est palliée par l’existence d’autres procédés de corrosion acides ou basiques. Il a de plus été démontré que le silane permet effectivement une amélioration de l’adhésion acier/polymère à condition d’activer l’acier. Ce procédé peut alors être utilisé pour des joints soudés à condition que le soudage ne dégrade pas le revêtement. En effet, le soudage nécessite de monter à de hautes températures et le revêtement ne devra pas être dégradé pour qu’il soit effectif.

1.5.4.2 Du polymère

Il est plus difficile de promouvoir la silanisation sur un thermoplastique comparativement à un thermodurcissable [79]. Il est cependant possible de modifier le squelette carboné de certaines chaines polymères pour les rendre réactives à la partie organo-fonctionnelle des groupements silanes. Cela a notamment été réalisé sur le PPS en greffant des groupements carbonyles réactifs sur les phényles du PPS [93]. Des réactions similaires ont déjà été réalisées en greffant des groupements silanes à du polyéthylène en utilisant un peroxyde comme initiateur de réaction [94]. Dans cette réaction, les groupes carbonyles sont tout d’abord greffés sur les phényles du PPS par une réaction de Friedel-Crafts. Ensuite, les groupements amines de l’APTES réagissent avec les carbonyles par imidisation. Les groupements Si-O-Si sont formés par l’hydrolyse suivie de la réticulation des alkoxyl-silanes par liaison chimique à la chaine polymère du PPS.

L’adhérence entre le PPS et des cendres volcaniques (VA) modifiées avec un aminosilane a été étudié par Xxxxxx et al. [95]. Le composite VA/PPS est préparé par mélange en phase liquide (fusion). Les cendres sont mélangées avec du 3-APTS dans de l’eau distillée. Le couplage au silane n’a pas d’effet sur la température de fusion du PPS et ne change pas la taille des lamelles ni celle des sphérulites. Après le couplage au silane, une bonne adhésion est obtenue entre les cendres et la matrice PPS. Cette amélioration d’adhésion sans traitement au préalable du PPS est également observée chez Xxxxxx et Xxxx [83] émettant l’hypothèse que le mécanisme d’adhésion est lié à la pénétration des groupements silanes dans les chaines polymères créant un verrouillage moléculaire.

1.6 Essais mécaniques des joints

Les deux principales méthodes de caractérisation mécanique pour des joints sont l’essai de cisaillement à simple recouvrement [single lap shear (SLS)] et la double poutre en porte-à- faux [double cantilever beam (DCB)]. Les méthodes étudiées se basent sur les American Standard Test Methods (ASTM) normalisant ainsi les essais mécaniques en instaurant des dimensions d’échantillons.

1.6.1 Cisaillement

L’essai de cisaillement à simple recouvrement utilise un échantillon dont la géométrie est montrée à la Figure 1.8. On détermine la résistance apparente du joint en cisaillement par l’équation (1-7) où la force de tension maximale obtenue pendant l’essai 𝐹 est divisée par la surface du joint 𝑆.

𝐿𝑆𝑆 = 𝐹

𝑆

(1-7)

C’est une résistance « apparente » car l’état de contraintes dans le joint comporte des concentrations de contraintes importantes aux bords ainsi que des contraintes de pelage hors plan. Afin de réduire l’excentricité du chemin de charges, des échantillons à recouvrement double sont parfois employés. Cet essai est très utilisé pour comparer la résistance de divers adhésifs ou encore pour caractériser des joints soudés [12,14,15,24,43,96]. Quelques normes ASTM existent afin de guider le choix des dimensions des échantillons.

Figure 1.8 Dimensions des échantillons à simple recouvrement

Les Tableau 1-3, Tableau 1-4 et Tableau 1-5 présentent les résistances apparentes en cisaillement obtenues dans la littérature pour des essais à simple recouvrement pour des soudages par résistance, induction et vibrations ultrasoniques respectivement. Les plus hautes résistances en cisaillement obtenues sont de 49,0 MPa pour un composite APC-2/AS4 avec un empilement unidirectionnel par résistance, 37,7 MPa pour un CF/PEI tissé 5HS par soudage ultrasonique et de 32,5 MPa pour un CF/PPS avec un empilement quasi-isotrope par résistance. Pour les soudages par résistance, elles ont été obtenues avec un grillage en acier comme élément chauffant.

Tableau 1-3 Résistances en cisaillement de joints à simple recouvrement soudés par résistance

Auteur	Composite	EC	Puissance/ Tension/ Courant	Temps de soudage (s)	Pression de soudage (MPa)	LSS (MPa)
Xx Xxxxx X. [18]	CF/PPS ; 5HS [0/90]5S	M200	33,5 A	175	0,7	17,1
Xxxxxxxx I.F. [97]	CF/PPS ; 50/50 Tissage sergé 8 plis		2V + 0,27 V/min	60	0,1	23,3
Xxx X. [98]	GF/PPS 8HS [0/90]4S		80 kW/m²	60	0,8	15,5
Xxxxxxx N. [99]	GF/PPS 8HS [0/90]4S		81 kW/m²	55	0,8	13,2
O'Xxxxxxxxxxxx P.G. [100]	CF/PPS UD QI [0/90/±45]2S		130 kW/m²	55	0,5	32,5 ± 0,9
Ageorges C. [25]	CF/PEI Tissé 10 plis	Tissé CF/PEI	69 kW/m²	90	0,4	30,4
Xxxx M. [96]	CF/PEI 16 UD	M200	2 V + 9 V/min	25	1	47
	GF/PEI 8x8HS					33
Hou M. [22]	CF/PEI 5HS	Tissé CF/PEI	118 kW/m²	33	0,2	31
Xxx X. [101]	GF/PEI 8HS [0/90]4S	M200	80 kW/m²	55	0,8	32,0
Talbot E. [24]	CF/PEEK UD 16	M200	2 GW/m3	43-61	1	47,4
Yousefpour [2]	APC-2/AS4 UD 16	M200		48,6		49,0

Tableau 1-4 Résistances en cisaillements de joints à simple recouvrement soudés par induction

Auteur	Composite	EC	Puissance/ Fréquence	Temps de soudage (s)	Pression de soudage (MPa)	LSS (MPa) [overlap]
Pappadà S. [102]	CF/PPS 5HS	CF Tissé	1,25 kW	60	-	28,7±1,9 [20 mm]
O'Xxxxxxxxxxxx P.G. [100]	CF/PPS UD QI [0/90/±45]2S	M200	28,6 kHz	30-90	0,70	31,3±3,5
Xxxxxxxxxxx X. [103]	GF/PPS [0]16 UD	Ni/PSU	2,25 MHz	180	0,27	20,4 [25 mm]
Mitschang P. [104]	CF/PPS 5HS (2 mm)	CF Tissé	1 MHz	7	300 N	30 [15 mm]
	CF/PPS tissé (1,9 mm)					34 [15 mm]
Xxxxxxxx I.F. [97]	CF/PPS ; 50/50 Tissage sergé 8 plis	Composite	420 W	55	0,80	27,3

Tableau 1-5 Résistances en cisaillements de joints à simple recouvrement soudés par ultrasons

Auteur	Composite	Puissance/ amplitude	Temps de soudage (s)	Pression de soudage (MPa)	LSS (MPa)
Xxxxxxxx I.F. [105]	CF/PEI 5HS [0/90]3S	1800±60 W	0,70	0,90	37,3±1,6
O'Xxxxxxxxxxxx P.G. [100]	CF/PPS UD QI [0/90/±45]2S	670 J 84 µm amp	0,48	1,25	31,7±1,7
Xxxxxxxx I.F. [97]	CF/PPS ; 50/50 Tissage sergé 8 plis	1980 W 66 µm amp	0,43	2,20	27,3

1.6.2 Double poutre en porte-à-faux

Cette méthode permet de déterminer la résistance à la fracture interlaminaire en mode I (𝐺𝐼𝑐) en appliquant une force d’ouverture sur un échantillon de 125 mm de long et 20 à 25 mm de large. Cet essai s’effectue sur des composites unidirectionnels, rectangulaires et à épaisseur constante. Le stratifié n’est pas solidaire sur toute sa surface mais seulement sur une partie et une pièce non adhésive est insérée dans l’autre partie [106]. Cette pièce est nommée insert et

elle va servir d’initiateur à l’ouverture du joint. La force d’ouverture est alors appliquée via des charnières (Figure 1.9.a) ou des blocs de charge (Figure 1.9.b) qui sont collés sur les bords du stratifié.

Figure 1.9 Dimensions des échantillons DCB a) avec charnière et b) avec blocs Reproduite et adaptée avec l’autorisation de ASTM (2013, p. 2)

(1-8)

Il est alors possible de calculer la résistance à la fracture interlaminaire des joints avec l’équation (1-8) avec 𝐺𝐼𝑐 la ténacité, 𝛿 le déplacement des mors, 𝑎 et 𝑏 la longueur et largeur des échantillons, 𝑃 la charge et 𝐶 = 𝛿/𝑃.

𝐺𝐼𝑐

= 3𝑃𝛿 2𝑏(𝑎 + |∆|)

∆ est une valeur à obtenir expérimentalement en traçant la racine cubique de la souplesse 𝐶1⁄3 par rapport à la longueur de délaminage 𝑎. 𝐺𝐼𝑐 correspond au taux de libération d’énergie de déformation critique pour le délaminage ou la croissance d’un délaminage suite à l’application d’une force d’ouverture ou d’un déplacement. Ce calcul de ténacité fait partie des trois méthodes permettant de la calculer et est appelé Modified Beam Theory (MBT). Les autres étant la Compliance Calibration method (CC) et la Modified Compliance Calibration method (MCC). Ces deux dernières sont moins recommandées, car la MBT donne des valeurs de 𝐺𝐼𝑐 plus stables sur 80% des échantillons testés par X’Xxxxx [107]. Une autre méthode peut être utilisée pour calculer 𝐺𝐼𝑐 en suivant l’Airbus Industries Test Method (AITM) 1-0005 comme fait par Xxxxxx-Xxxxxx [108]. Cette méthode utilise uniquement la courbe de la charge en fonction du déplacement pour déterminer 𝐺𝐼𝑐.

Même si cet essai est utilisé avant tout pour obtenir la ténacité des composites, il a également été employé pour caractériser des joints soudés de composites thermoplastiques. Plusieurs études ont appliqué cette méthode avec succès pour des éléments chauffants en fibres de carbone [25,106] et en acier [101] en trouvant un 𝐺𝐼𝑐 proche voire supérieur à l’échantillon moulé, la propagation de fissure se situe dans le stratifié indiquant que le soudage est optimal. Cet essai présente une bonne corrélation avec les modes de rupture rencontrés dans des géométries de joints simple ou double [109] en plus d’être pratique à mettre en place [110].

1.7 Résumé de la revue de littérature

La performance mécanique des joints soudés de composites thermoplastiques soumis à des conditions environnementale de température et d’humidité a été peu étudiée. La section 1.2 a montré que ces conditions environnementales ont un impact certain sur les composites qu’ils soient thermodurcissables ou thermoplastiques. La matrice ainsi que les interfaces fibres/matrice et entre couches sont impactées par ces conditions. Il a été également montré que l’acier de l’élément chauffant et les matrices thermoplastiques sont généralement peu compatibles. L’adhésion entre ces matériaux étant faible, l’humidité pourrait pénétrer à l’interface. Le premier objectif de cette thèse est donc d’étudier l’influence de la température et de l’humidité sur la performance mécanique des joints soudés par résistance.

De plus, il a été indiqué section 1.4 que les cycles thermiques ont également des effets néfastes sur les composites comme une détérioration de l’interface fibres/matrice notamment due aux CET différents. Les variations de température que peuvent subir les composites hautes performances sont élevées dans le secteur de l’aéronautique. Les joints soudés étant composés, en plus des fibres et de la matrice, d’un élément chauffant en acier, des cycles de température pourraient détériorer les interfaces entre leurs différents composants. Le second objectif est alors d’étudier la performance mécanique des joints soudés après avoir subi des cycles thermiques

De nombreux travaux ont été menés sur l’amélioration de l’adhésion entre les métaux et les polymères par traitements chimiques ou mécaniques de l’un ou l’autre comme détaillé section

1.5. Notamment, l’acier peut être traité par une solution de silane à condition qu’il soit nettoyé et activé au préalable. Les joints soudés par résistance se brisant souvent entre l’élément chauffant et la matrice thermoplastique, améliorer l’adhésion entre ces deux matériaux pourrait augmenter leur résistance et modifier leur mode de rupture. Cette amélioration pourrait également protéger l’interface d’une absorption d’humidité éventuelle. Le dernier objectif est donc de développer un revêtement de surface de l’EC permettant d’améliorer son adhésion avec la matrice thermoplastique des joints soudés pour augmenter leur résistance en cisaillement et d’étudier la durabilité de ce revêtement face à l’humidité et les cycles thermiques.

Ces trois objectifs permettent alors de répondre à l’objectif principal de cette thèse étant de caractériser les effets de la température, de l’humidité et des cycles thermiques sur la performance mécanique et les modes de ruptures des joints soudés par résistance et de prévenir la dégradation de l’interface acier/matrice par un revêtement sur l’EC.

CHAPITRE 2

EFFECTS OF ENVIRONMENTAL CONDITIONS ON THE LAP SHEAR STRENGTH OF RESISTANCE-WELDED CARBON FIBRE/THERMOPLASTIC COMPOSITE JOINTS

Vincent Rohart1, Xxxxx Xxxxxxx Lebel2, Martine Dubé1

1Département de Génie Mécanique, CREPEC, Ecole de technologie supérieure, Xxxxxxxx, XX, X0X 0X0, XXXXXX

0 Xxxxxxxxxxx xx Xxxxx Xxxxxxxxx, XXXXXX, Xxxxxxxxxxxxx Xxxxxxxx, Xxxxxxxx, XX, X0X 0X0, XXXXXX

Article publié dans « Composites Part B: Engineering, volume 198 » Octobre 2020 xxxxx://xxx.xxx/00.0000/x.xxxxxxxxxxx.0000.000000

2.1 Préface

Ce chapitre présente l’étude de l’effet de la température et de l’humidité sur la performance mécanique et les modes de rupture des joints soudés par résistance. Les joints ont été testés à des températures de 21°C à 150°C. Les joints ont été saturés en humidité dans une chambre environnementale à taux d’humidité contrôlé ou en immersion dans de l’eau distillée à température constante puis testés à température ambiante ou à la température de conditionnement. Les modes de rupture ont été quantifiés en fonction de l’aire qu’ils occupent sur la surface totale du joint. Des essais de DMTA ont également été effectués sur le composite sec ou saturé en humidité pour vérifier si le conditionnement a un effet de plastification de la matrice ou sur l’interface fibres/matrice. Cette étude permettra de connaitre les limites d’utilisation des joints composites haute performance soudés par résistance face à la température et l’humidité.

2.2 Abstract

The objective of this study is to understand the influence of temperature and moisture on the lap shear strength (LSS) of carbon fibre/polyphenylene sulfide (CF/PPS) resistance-welded joints. The welded joints are conditioned at various levels of temperature and humidity and tested at temperatures ranging from 21°C to 150°C. Temperature is shown to have an effect on the LSS with a reduction of 26% at 82°C and 61% at 150°C (around 60°C above the PPS Tg), relative to room temperature. Moisture is shown to have little to no impact on the LSS, due to the semi-crystalline nature of PPS and its good resistance to water absorption. Observation of the joints’ fracture surfaces shows a degradation of the fibre/matrix interface under severe environmental conditions and a failure mode involving both fibre/matrix and heating element/matrix debonding.

Keywords: Resistance welding; A. Polymer-matrix composites (PMCs); B. Environmental Degradation; D. Fractography; E. Welding/Joining

2.3 Introduction

Environmental conditions like high temperature and relative humidity are known to affect the physical and mechanical properties of thermoset composites. Thermoplastic composites, on the other side, especially those based on a semi-crystalline polymer, are said to perform better than their thermoset counterparts under harsh environmental conditions because the crystalline regions in the polymer prevent, to some extent, moisture absorption and allow for the polymer to keep some rigidity even as temperature exceeds the glass transition temperature (Tg). Currently, aerospace applications limit the use of composites to temperatures 50°F (or 28°C) below their Tg [111]. However, semi-crystalline thermoplastic composites show the potential to be used at temperatures close to their Tg in some aerospace applications.

The tensile strength and the in-plane shear modulus of angle-ply [±45]7 carbon fibre/polyphenylene sulfide (CF/PPS) and CF/epoxy laminates were determined by Vieille et al. [112] at room temperature (RT) and at 120°C, which is 30°C above the PPS Tg and 70°C

below the epoxy Tg [113]. At 120°C, a strength reduction of 31% and 25% and a modulus reduction of 67% and 21% were reported for the CF/PPS and CF/epoxy laminates, respectively. The authors concluded that CF/PPS composite can be used, to some extent, at temperatures close to or higher than the PPS Tg.

Moisture can also affect the properties of composites, notably through a degradation of the polymer matrix or the fibre/matrix interface [37,114]. De Faria et al. [37] claimed that the immersion of a glass fibre (GF)/PPS composite in artificial ocean water caused plasticization and hydrolysis of the polymer chains. The pH of their solution was slightly more alkaline than that of distilled water, which would explain these two effects. Hydrolysis of the polymer led to the formation of low molecular weight chains that can migrate between the long polymer chains. Water molecules and very low molecular weight chains lowered interactions between the long chains. This physical effect of aging was associated to a Tg reduction of 5°C [37]. Xxxxx et al. [57] also measured a reduction of Tg of 5°C for a GF/polyetherimide (PEI) composite due to plasticization of the polymer. Xxxxxxx et al. [39] found that moisture absorption in CF/PEI composite was limited to 0.25% at 80°C and 90% relative humidity (RH). For such a low absorption, they reported an interlaminar shear strength increase after aging of the composite. This effect was attributed to stress relaxation of the polymer and a negligible impact on the fibre/matrix interface. De Faria et al. [40] and Xxxxxxx et al. [115] used similar aging conditions for CF/PPS composites, i.e. temperature of 80°C and 90%RH. The hygrothermal conditioning had little effect on the composites tensile strength which was explained by the low moisture absorption of PPS-based composites compared to other thermoplastic composites (less than 0.1 wt%). The moisture absorption was higher when the composite was immersed in distilled water (as opposed to conditioned in relative humidity), ranging from 0.3 to 0.5 wt% at saturation [41]. In addition, the tan δ damping factor increased with the aging temperature, as did the Tg. Aging at high temperatures for long periods of time can result in stiffening of the polymer matrix by a secondary cross-linking process via hydrogen bonding between the polymer chains [116]. The increased stiffness can also be the result of a higher crystallinity when semi-crystalline matrices are used [115]. In [41], compression tests were performed at RT on CF/PPS composite that was aged in hygrothermal

conditions (immersion in distilled water at 80°C during eight weeks) and then dried until complete desorption of moisture. An increased compressive strength was reported and attributed to cross-linking and/or crystallization.

These studies showed that moisture and temperature have a synergistic influence on the composite and in particular on the polymer. The measured changes in composite properties can be attributed to moisture absorption in the composite and/or the result of irreversible modifications of the matrix or the fibre/matrix interface.

One advantage of thermoplastic composites, beyond the commonly cited recyclability, short processing cycles and good impact resistance, is their ability to be joined by welding. Welding of thermoplastic composites consists in heating the interface of two adherends to a certain welding temperature above the polymer glass transition or melting temperature. The polymer chains then diffuse across the interface and the joint consolidates during cooling under the application of pressure. Among the various available welding processes, resistance welding is known as a relatively fast and inexpensive process with possibility to be automated [117]. In this process, an electrically conductive and porous heating element (HE), usually a stainless steel (SS) mesh, is placed between the adherends. An electric current is introduced to this HE which heats up by Joule effect and melts the surrounding polymer. The resistance welding process is a fast one: a 25.4 mm x 12.7 mm joint made of a high performance composite like CF/PPS is made in seconds, which includes the heating and cooling times. How would such a welded joint perform under high temperature and moisture environmental conditions, given that a low crystallinity degree might very well be achieved in the joint itself due to very fast cooling? As of today, almost all literature dedicated to the resistance welding of thermoplastic composites has focused on the process optimization and mechanical characterization of the joints at ambient environmental conditions. Few studies addressed the influence of temperature and moisture on the mechanical performance of welded joints. In Koutras et al. [47], the lap shear strength (LSS) of GF/PPS resistance-welded joints decreased linearly from -50°C to 50°C with a 12% reduction at 50°C relative to RT. The LSS was then stable up to 90°C and again decreased linearly from 90°C to 150°C with a 35% reduction at 150°C. The failure mode

at all considered temperatures consisted in a fibre/matrix debonding which appeared in the first ply of the composite near the weld line. The drop in LSS was associated with a fibre/matrix interface degradation at increased temperature.

Compared to the composite itself, the effects of hygrothermal aging are expected to be different for a welded composite joint, the joint being essentially made of unreinforced polymer. In addition, a low adhesion between the SS HE and thermoplastics, which was reported in many studies [18,20,118], can enable moisture diffusion at the HE/polymer interface and thus decrease the mechanical performance of the joint. The purpose of this study is therefore to characterize the impact of temperature and moisture absorption on the mechanical performance of resistance-welded CF/PPS joints. Multiple environmental conditions are considered and their impacts on the LSS of welded joints is discussed.

2.4 Methodology

2.4.1 Materials

The composite material consisted of unidirectional (UD) carbon fibre-reinforced PPS (TC1100, Toray Advanced Composites). The laminates were composed of 16 UD plies stacked in a quasi-isotropic lay-up [0/90/±45]2S. They were compression-moulded in a hot press to 254 x 254 mm² laminates. The temperature was increased to approximately 320°C under a

0.17 MPa contact pressure. The pressure was then increased to 0.7 MPa and held for 20 minutes. The material was then cooled down until it reached a temperature of approximately 50°C. The average heating and cooling rates were 10°C/minute and 30°C/minute, respectively. The final thickness of the laminates was 3.3 mm. The laminates were then cut using a diamond saw to 101.6 mm x 25.4 mm coupons. The HE was a 304 SS plain weave mesh with an opening gap width of 90 μm and a 40 μm wire diameter.

2.4.2 Resistance welding process

Figure 2.1 Schematic of the resistance welded joints with a) a side view of the joint and b) a 3D view magnification

The joints were welded in a single lap shear configuration with a 12.7 mm overlap. The heating element mesh was cut 0.5 mm wider than the overlap to avoid a too low temperature at the overlap ends as shown in Figure 2.1 [24]. PPS neat resin films of the same size as the overlap with a thickness of approximately 80 μm were placed on each side of the mesh to obtain a resin-rich interface free of voids as observed on the joints cross-sections with an optical microscope. Prior to welding, the SS mesh, the composite adherends and the PPS films were cleaned with acetone. A constant pressure of 0.7 MPa was applied during the welding process. The joints were heated with a constant power of 100 W for 60 seconds and then allowed to cool down, under the application of pressure

2.4.3 Environmental conditioning

Prior to mechanical testing, the specimens were exposed to various environmental aging conditions. Some specimens were conditioned inside an oven in a “dry” environment, i.e., without prescribed RH levels, at various temperatures: 21°C (D21), 62°C (D62), 82°C (D82), 90°C (D90), 118°C (D118) and 150°C (D150). D62 and D118 temperatures correspond to

50°F (or 28°C) below and above the PPS Tg, respectively, as per aerospace material operational limit standard [111]. D90 corresponds to the PPS glass transition temperature and D82 corresponds to the “Elevated Temperature Dry” (ETD) aerospace standard condition [36]. A minimum of five specimens were conditioned at each temperature. The temperature was stabilized for a minimum of 30 minutes prior to the mechanical tests.

Table 2-1 Conditioning and testing temperatures for all samples

Sample	Environmental Conditioning	Testing temperature	(°C)
X00		00/XXXX
X00		00
X00		00
	RT, Ambient relative humidity
X00		00
X000		118
D150		150
RH82-21 RH82-82	82°C/85%RH – 37 days	21 82
RH90-90	90°C/95%RH – 38 days	90
IM21-21	21°C/IM – 205 days	21
IM82-21 IM82-82	82°C/IM – 108 days	21 82
IM21	21°C/IM – 205 days	DMTA
IM82	82°C/IM – 108 days

D = Dry; RH = conditioned in relative humidity; IM = conditioned in water immersion; DMTA = Dynamic Mechanical and Thermal Analysis

Other specimens were conditioned in wet environments. In this case, the joints were first dried under vacuum at 50°C for 72 hours before they were placed in the desired hygrothermal environment for conditioning. Environmental conditions consisted in 85%RH and 82°C (RH82-21 and RH82-82), 95%RH and 90°C (RH90-90), immersion in water at room temperature (IM21-21) and immersion in water at 82°C (IM82-21 and IM82-82). RH82-21, RH82-82 and RH90-90 were conditioned in an environmental chamber (SE-300-2-RC,

Thermotron) and IM21-21, IM82-21 and IM82-82 were immersed in water at controlled temperature. Some of the specimens conditioned at 82°C were tested at room temperature (RH82-21 and IM82-21) and others were tested at 82°C (RH82-82 and IM82-82). Six specimens were conditioned in each case. Samples for Dynamic Mechanical and Thermal Analysis (DMTA) were immersed in water at 21°C (IM21) and 82°C (IM82). A summary of the environmental conditions and testing temperatures is given in Table 2-1. Specimens conditioned at 82°C/85%RH, 90°C/95%RH, 21°C in immersion and 82°C in immersion are referred to as RH82, RH90, IM21 and IM82, respectively.

2.4.4 Gravimetric measurements

Every specimen under hygrothermal conditioning was weighted at pre-determined intervals during the conditioning. Water was removed from the specimens’ surfaces using compressed air before weighting. The conditioning was stopped when effective moisture equilibrium was achieved, i.e., when the average moisture content of the specimens changed by less than 0.02% for two consecutive readings within a span of 7 ± 0.5 days as expressed by (2-1) in XXXX X0000 [50]:

𝑊𝑖 − 𝑊𝑖−1 < 0.02% (2-1)

𝑊𝑏

where 𝑊𝑖 is the measured weight; 𝑊𝑖−1 is the weight at the previous measurement and 𝑊𝑏 is the weight of the dry specimen.

The specimens’ weights were plotted against time and the curves were fitted with a Fick law with the assumption that the composite is a single-phase Fickian material that behaves according to equation (2-2) with 𝑐 the specimen moisture concentration, 𝑡 the time, z the through-the-thickness direction and 𝐷𝑎 the apparent Fickian material diffusion constant.

𝜕𝑐 = 𝐷 𝜕²𝑐

(2-2)

𝜕𝑡 𝑎 𝜕𝑧²

The initial and boundary conditions are stated in (2-3) and (2-4):

𝑐 = 𝑐0 𝑡 = 0 (2-3)

𝑧 = 0 𝑐 = 𝑐𝑎 ; 𝑧 = ℎ 𝑡 > 0 (2-4) The moisture content as a function of time was fitted using equation (2-5),

𝑀(𝑇, 𝑡) = 𝑀𝑚 × (1 − exp [−7.3 (

𝐷𝑎(𝑇)𝑡) ℎ2

0.75

]) (2-5)

with 𝑀𝑚 the maximum moisture uptake in percentage, ℎ the thickness of the laminate in mm (3.3 mm), 𝐷𝑎 the apparent diffusivity coefficient in mm²/s and 𝑡 the time in seconds.

The software Origin was used to calculate the parameters 𝑀𝑚 and 𝐷𝑎 based on the experimental plot and to simulate the fitting curve with the calculated parameters. To do so, an initial function was generated from the initial values. 𝑀𝑚 initial value was the last average mass uptake of the experimental points. 𝐷𝑎 initial value was estimated with (2-6),

ℎ 2 𝑀2 − 𝑀1 2

𝐷𝑎 = 𝜋 (4𝑀𝑚)

(√𝑡2

− √𝑡1)

(2-6)

where ( 𝑀2−𝑀1

2

is the square of the slope of the moisture absorption as a function of the square

√𝑡2−√𝑡1)

root of time in the first 24 hours, i.e, 𝑡1 = 0 and 𝑡2 = 86,400 𝑠.

2.4.5 Thermomechanical characterization

The polymer transition temperatures were measured by Differential Scanning Calorimetry (DSC, Pyris 1, PekinElmer) on a neat PPS film. The heat flow measurement was carried out on three samples from 50°C to 350°C with a heating and cooling rate of 10°C/minute. The evolution of the viscoelastic properties and the glass transition temperature of the composite before and after aging was evaluated by DMTA (Q800, TA instruments) in three-point bending mode following the ASTM D7028 standard [119]. The samples were cut off from a laminate composed of 16 UD plies stacked in a quasi-isotropic lay-up [0/90/±45]2S and had a dimension of 12.2 ± 0.1 mm x 3.3 ± 0.1 mm x 55.0 ± 0.5 mm. They were immersed in distilled water at 21°C and 82°C for the same duration as the joints prior to the DMTA testing. For each condition, three samples were heated at a constant rate of 3°C/minute from RT to 200°C under a mechanical oscillation with a nominal frequency of 1 Hz. The Tg was measured as the onset temperature of the characteristic drop of the storage modulus (E’) following XXXX X0000 standard.

2.4.6 Mechanical tests

The resistance-welded specimens were tested in a single lap shear configuration based on the ASTM D1002 standard [120] with a cross-head displacement speed of 1.3 mm/minute. Composite end tabs of 25.4 mm x 25.4 mm x 3.3 mm were adhesively-bonded to the adherends for accurate alignment of the specimens in the top and bottom grips. After removing the specimens from their hygrothermal conditioning, they were superficially dried with absorbing paper, weighted and the tabs were bonded with a cyanoacrylate liquid adhesive (Super Liquid Pro, LePage). The specimens were tested within one hour of being taken out of the environmental chamber in order to avoid any significant moisture loss. The specimens were tested using a universal testing machine (Alliance RF/200, MTS) with a 10 kN load cell. The maximum recorded load was used to calculate the apparent LSS of the specimens. Specimens were tested either at room temperature or at a controlled temperature using an environmental chamber installed on the universal test frame.

2.4.7 Failure modes characterization

Fracture surfaces of broken joints were observed with a binocular magnifier and the images were manually post-processed using the Image J software to assess the relative importance of various failure modes. Scanning Electron Microscopy (SEM, TM300 Hitachi) was also used to analyse the fracture surfaces. The specimens failure modes were defined following the ASTM D5573 standard [121].

2.5 Results

2.5.1 Moisture uptake

Figure 2.2 a) Measured mass uptake with respect to time during the specimens conditioning. The symbols represent the experimental data and the lines are Fick law fits b) Magnification of the first 100 days for a better readability of the beginning of the curves

The moisture uptake as a function of time for four conditions is shown in Figure 2.2. Equation (2-1) and a 0.02 wt% difference between two measurements spaced by a week were used to determine the saturation in immersion at high temperature (IM82 specimens). Since the other specimens absorbed much less moisture, a more restrictive criterion of 0.01 wt% difference between two measurements spaced by a week was used in these cases. With these criteria, the

saturation times are 98, 10 and 14 days for XX00, XX00 and RH82, respectively. A state of saturation could not be reached in immersion at low temperature (IM21) due to the very slow absorption rate at this temperature. Conditioning was stopped after 205 days. The maximum moisture uptake for the four aging conditions is shown in Table 2-2. The measured absorptions for XX00, XX00 and IM21 are low compared to that obtained for IM82. While the absorption of IM21 specimens could have reached values close to those of IM82 specimens with enough time, the mass of the RH90 and RH82 specimens in the environmental chamber stabilized after 10 and 14 days, respectively. Figure 2.2 also makes it clear that immersed specimens present more variability in water absorption with much larger standard deviations than specimens conditioned in RH. The mass uptake is more important for IM21 and IM82 specimens and the difference in diffusivity between specimens is more visible. The maximum theoretical absorption is estimated by the Fick function. The calculated values and the maximum measured mass uptake are similar except for IM21, showing that saturation is not reached in this case, as mentioned above. The residual sum of squares is two to three orders of magnitude higher for immersed samples than for those conditioned in an environmental chamber. It seems that there is a good fit between the Fickian law and the experimental data for RH82 and RH90, although the model cannot reproduce adequately the absorption rate at the beginning of the conditioning (first few days) for IM21 and IM82.

Table 2-2 Maximum mass uptake (Mm) measured from the gravimetric measurements and calculated by the Origin software with the coefficient of determination (R²) and the residual sum of squares

Specimens	Mm (initial) (wt%)	Mm (calculated) (wt%)	R²	Residuals
RH82	0.054 ± 0.001	0.052 ± 0.001	0.968	8.8×10-5
RH90	0.078 ± 0.003	0.076 ± 0.001	0.999	7.5×10-6
IM21	0.186 ± 0.065	0.265 ± 0.024	0.986	1.0×10-3
IM82	0.597 ± 0.123	0.630 ± 0.016	0.991	4.4×10-3

2.5.2 Thermomechanical properties

2.5.2.1 DSC

Figure 2.3 DSC result of the PPS resin. A magnification of the heating curve between 80°C and 100°C is plotted to determine the Tg with its first derivative

The thermal transitions of the PPS resin are measured by DSC. The cold crystallisation and melting points are measured as 122.5 ± 0.3°C and 281.6 ± 0.4°C respectively. A typical heating and cooling curve is presented in Figure 2.3. A magnification of the heating curve is included in Figure 2.3 for better identification of the Tg which is measured by computing the maximum of the first derivative of the heat flow. The Tg is determined to be 89.1 ± 0.2°C. The crystallisation temperature (Tc)is also measured on the cooling curve as 231.1 ± 0.4°C. These temperatures are consistent with values reported in the literature [18,122] although a wide range of temperatures exists for Tc as it is dependent on a number of parameters including the cooling rate [123].

2.5.2.2 DMTA

Figure 2.4 Results obtained by DMTA for dry composite and composite subjected to conditioning in distilled water at 21°C and 82°C. a) Tg as measured based on the E’ curve; b) Storage modulus (E’); c) Loss modulus (E”); d) Loss factor (tan δ)

The DMTA curves before and after sample immersion at 21°C and 82°C are shown in Figure

2.4. The solid and dashed lines are the mean curves of three samples. The shaded areas represent two standard deviations, calculated using the “n-1” method. The Tg measured from the storage modulus (E’) curves are given in Figure 2.4.a. The IM21 samples have a slightly lower Tg than the dry ones with a reduction of 2.2°C which is associated to plasticization. The IM82 samples have a higher Tg compared to the dry ones with an increase of 5.7°C. The increase of Tg after a conditioning at a temperature below Tg was also observed by Xxxxxxx et al. [115] and Ma et al. [124]. In [41], Xxxxxxx et al. claimed that the increase of Tg was due to a secondary crosslinking of the matrix due to hydrogen bonding between the polymer chains and

the water molecules. This was associated to an increased stiffness of the matrix, and a higher compressive strength of the composite after immersion. The storage modulus (Figure 2.4.b), the loss modulus (Figure 2.4.c) and the loss factor (Figure 2.4.d) curves are similar for dry and IM21 samples but the storage modulus is reduced for IM82 samples. While a storage modulus decrease is usually related to plasticization of the polymer, the increase in Tg does not support this explanation as plasticization usually leads to a reduction of Tg [27,28,32,37]. The decrease of E’ is then most likely due to a degradation of the fibre/matrix interface. This effect can be a consequence of the moisture ingress at the interface. The loss modulus and loss factor are higher for the IM82 samples compared to IM21 and dry ones at low and high temperatures. The values of E’, E” and tan δ are compared at 40°C and provided in Table 2-3.

Table 2-3 Average values of E’, E” and tan δ at 40°C

E’ (MPa)		E’’ (MPa)	Tan δ (× 10-3)
Dry	56 919 ± 477	456 ± 28	8.0 ± 0.5
IM21	55 792 ± 1485	488 ± 29	8.7 ± 0.4
IM82	53 793 ± 1164	589 ± 89	11.0 ± 1.9

Statistical comparisons were performed using Minitab software with a One-Way ANOVA analysis to determine whether there is a significant difference between the samples means. The One-Way ANOVA analysis is used for comparing xxx xxxxxx (xxxx, X’, X’’ xx Tan δ) in more than two groups. This statistical analysis shows no significant difference between Dry and IM21 samples. On the other hand, E’, E” and tan δ of IM82 samples are significantly different from Dry samples with a E’ decrease of 5.5% and a E’’ and tan δ increase of 29% and 37.5%, respectively. The loss factor tan δ represents the energy dissipation potential of the composite as the ratio of the viscous to elastic response of the material. The increase of tan δ for IM82 samples shows that wet samples dissipate more energy than dry ones which may be due to the degradation of the fibre/polymer interface [125]. It is worth noting that between 80°C and 100°C, tan δ is the same regardless of the sample. It seems that the effect of the glass transition (in the vicinity of 89.1°C) prevails on the degradation of the fibre/matrix interface.

2.5.3 Single lap shear tests

Figure 2.5 LSS of the dry welded joints a) as a function of temperature; b) before and after hygrothermal conditioning

Figure 2.5 presents the LSS of tested specimens. The error bars represent plus and minus one standard deviation. The LSS of dry welded joints as a function of the test temperature is presented in Figure 2.5.a. The LSS decreases linearly with the temperature with a discontinuity around Tg. The LSS of joints tested at 82°C is 26% lower than that of joints tested at room temperature. The slope of the linear fit between 21°C and 82°C is -0.1159 MPa/°C. In the vicinity of Tg, the drop of LSS seems more important. The reduction of the LSS with temperature above Tg follows the same trend with a similar slope (-0.1161 MPa/°C).

The LSS of specimens tested before and after hygrothermal aging is shown in Figure 2.5.b. As explained in section 2.4.3, some aged specimens were tested at 21°C and others were tested at the conditioning temperature. At 21°C, 82°C and 90°C, the LSS is not significantly different between wet and dry specimens. It is therefore concluded that regardless of the test temperature and the hygrothermal conditions, the LSS of welded joints is not impacted by moisture absorption but only depends on the test temperature.

2.5.4 Failure modes

Figure 2.6 Observed failure modes after single lap shear tests classified according to XXXX X0000 [121]. LFT = light fibre tearing; COH = cohesive

Three types of failure modes, designated as types A, B and C, are observed on the broken lap shear specimens. They are schematized in Figure 2.6. Type A failure mode is a light fibre tearing (LFT). This failure usually occurs at the ends of the overlap where the shear and peel stresses are higher. The failure is located between the fibre and matrix with some fibres remaining attached to the HE. All other failure modes are cohesive (COH), i.e., located between the SS mesh and the matrix. In type B failure mode, the mesh remains attached to the adherends. Type C failure mode consists in the mesh debonding from the adherends without any polymer on it.

Figure 2.7 Relative importance of each failure mode type, evaluated by dividing the surface area showing one particular failure mode type over the joint total surface area, for joints conditioned at various RH and temperature.

The broken specimens are classified based on the relative importance of each failure mode that is seen on their fracture surfaces, i.e., the percentage area of each failure mode over the entire weld surface area. Areas are measured on every tested joint. Their failure modes in percentage relative to the whole welded area are presented in Figure 2.7. For dry specimens (D21 to D150), the type A failure mode is more important at 150°C than any other temperature. The importance of type B failure modes decreases from 83% at 21°C to 7% at 150°C. On the opposite, the importance of type C failure mode increases with temperature up to 118°C. Conditioned specimens lead to similar observations. Type C is the dominant failure mode and type A failure mode is more important than for dry specimens (except at 150°C).

Figure 2.8 Fracture surfaces of welded joints after lap shear tests taken using a binocular magnifier for joints tested at controlled temperatures (D21 to D150) and joints hygrothermally conditioned (RH82-21 to IM82-82). The photos represent the two adherends of a same weld

Figure 2.8 shows the fracture surfaces of broken joints for all conditions, from dry specimens tested at room temperature to aged specimens tested at 90°C. Both sides of the broken joints are presented. For the D21 specimen, the mesh is torn in the shear direction and is evenly distributed over the two adherends. On the other specimens, failure is again located between the mesh and the matrix, but the mesh remains attached mostly on one of the two adherends. the mesh. Type C failure mode becomes more and more important as the testing temperature

increases to finally become the dominant failure mode at 118°C. At 150°C (D150), type C failure mode is dominant but type A also gains in importance compared to other temperatures. Fibres indicated by arrows can be observed not only at the end of the overlap but in the center of the weld as well. This change of failure mode may be due to a weaker fibre/matrix interface at this high temperature. Debonding between the fibre and polymer can be caused by the difference of coefficients of thermal expansion between the fibres (5.6 ppm/°C [126]) and PPS (52.2 ppm/°C [35]) leading to a compressive stress in the PPS and a tensile stress in the fibres at high temperatures. Both hygrothermal aging and testing temperature have an effect on the failure modes with type C failure mode gaining in importance for specimens tested at temperatures ranging from 90°C to 150°C and for all aged specimens. Moreover, immersed specimens show the same failure modes, independently of the testing temperature (Figure 2.7). In all cases, it appears that aging affected both the interface between the fibre and polymer and the one between the HE and the polymer.

2.5.5 Scanning Electron Microscopy (SEM)

The fracture surfaces of broken joints were observed by SEM. On Figure 2.9 are represented some areas of D21, D90 and D150 specimens. All three show a lack of adhesion between the HE and PPS (Figure 2.9.b, Figure 2.9.e and Figure 2.9.g). Little polymer can be seen on the mesh in Figure 2.9.c (tested at 21°C). Specimens tested at 90°C show more polymer on top of the HE (Figure 2.9.d) but a magnification (Figure 2.9.e) made it clear that the PPS did not adhere to the HE SS wires.

Figure 2.9 SEM images of the fracture surfaces of welded joints after lap shear tests at 21°C (D21 – a to c), 90°C (D90 – d to f) and 150°C (D150 – g to i)

In addition, naked fibres are seen on the fracture surface indicating a poor adhesion between the fibres and polymer, possibly due to interface degradation at a high test temperature [127]. The same can be said of specimens tested at 150°C (Figure 2.9.f). As shown in Figure 2.8, type A failure mode is more important for D150 specimens. SEM analysis confirms this observation with visible fibres torn out of the adherends (Figure 2.9.h) whereas fibres remains on the adherends for specimens tested at lower temperatures.

Figure 2.10 SEM images of the fracture surfaces of welded joints after lap shear tests for joints conditioned at 90°C and 95%RH (RH90 – a to c), in immersion at 82°C and tested at 21°C (IM82-21 – d to f) and 82°C (IM82-82 – g to i)

Figure 2.10 shows SEM micrographs of fracture surfaces of joints conditioned at 90°C and 95%RH (RH90 - Figure 2.10.a to c) and conditioned in immersion at 82°C and tested at 21°C (IM82-21 - Figure 2.10.d to f) or 82°C (IM82-82 - Figure 2.10.g to i). For RH90 specimens (Figure 2.10.a to c), a specific failure mode is observed. In Figure 2.10.a, both fibre and mesh imprints can be seen contrarily to Figure 2.9.a (unconditioned specimens) or Figure 2.10.d (specimens conditioned at lower temperatures) where only the mesh imprint is visible. The opposite side of the weld shows a clean mesh without matrix (Figure 2.10.c). The type A failure mode in the center of the weld is more visible in Figure 2.10.d for IM82-21 specimens. Matrix is seen on the mesh and naked fibres are seen on the left and right of it. A magnification of this area in Figure 2.10.e reveals fibre imprints in the matrix, indicating a debonding between the fibres and the polymer. The same failure modes are observed for IM82-82 specimens. On the

left side of Figure 2.10.g, the mesh is ripped off the adherends. Matrix and fibres are seen on the mesh in the center of Figure 2.10.g, resulting from fibre transfer.

2.6 Discussion

It appears in this study that temperature and moisture have very different impacts on the mechanical performance of resistance-welded joints as well as on their failure modes. This section discusses the water absorption of the CF/PPS composites studied here compared to thermoset composites and evaluates the mechanical and failure behaviour of dry and conditioned specimens at every tested temperature. Although moisture absorption had little effect on the mechanical performance of the joints, we show that the fibre/matrix and SS/matrix interfaces were affected.

The absorption of water by CF/PPS specimens conditioned at a controlled relative humidity is less than 0.1%, which is low compared to reported absorptions for epoxy composites which varies between 0.89% and 1.40% at 50°C/100%RH and 80°C/90%RH, respectively [26,31,125]. At higher temperatures, CF/epoxy absorptions are much higher with reported values of 1.55% and 2.70% in immersion at 70°C and 90°C, respectively [27]. In similar conditions, the CF/PPS composites considered here absorb 0.597%, which is two to three times lower than for epoxy composites.

The LSS was strongly influenced by the test temperature with a LSS drop of 26% at 82°C and 61% at 150°C compared to room temperature (Figure 2.5.a). Moisture, however, had limited impact on the LSS, regardless of the environment condition used for aging or the test temperature. The failure of the unaged specimens tested at 21°C (D21) was different from all other specimens. As seen in Figure 2.7, the failure modes percentage areas measured on these specimens had a smaller standard deviation than for the other conditions. The mesh was less torn apart than at high temperature because of the weak but existing adhesion with the matrix that made it remain on the adherends. At 21°C, the mesh was broken in the direction of the applied load. The SS/PPS adhesion for D21 specimens was stronger than for other specimens

leading to the mesh itself being damaged during testing. Even if some adhesion existed between the steel and the PPS on specimens D21, it remained weak, relying mostly on micromechanical interlocking of the PPS resin in the HE asperities, and thus, as shown by SEM, just a few patches of matrix were observed on the mesh following mechanical testing (Figure 2.9.b and c). The difference in coefficients of thermal expansion between the PPS and the HE can lead to thermal stresses at high temperature, further reducing this adhesion (Figure 2.8). At 118°C, the mesh was lifted off the adherends.

The fibre/matrix interface was affected by hygrothermal conditioning. For saturated specimens, the fibre/matrix adhesion was reduced and therefore the failure mode included more fibre/matrix debonding with parts of the HE mesh covered by the matrix (Figure 2.10.d and e) or by matrix and fibres (Figure 2.10.g). The loss of adhesion between the fibres and the matrix after immersion at 82°C can be correlated to the DMTA analysis. For IM82 specimens, there was no measurable indication of plasticization of the matrix while a significant mass uptake of 0.597 wt% was measured. A decrease of E’ as well as an increase of E” and tan δ were obtained. As also concluded in [125], this was associated with a decrease in fibre/matrix adhesion. It seems that the moisture was mainly absorbed at the fibre/matrix interface. However, the results of DMTA did not explain why more fibre/matrix failure mode is present on IM21 specimens compared to D21. The Tg, E’, E” and tan δ were similar in both cases. More water was absorbed by IM21 specimens relative to RH82 and RH90 specimens (see Table 2-2) and the conditioning time was much longer (Figure 2.2). It is assumed that the moisture could better penetrate the fibre/matrix and steel/matrix interfaces. As said before, the adhesion between the SS HE and the polymer was weak, even for unconditioned D21 specimens.

Figure 2.8 shows a dominant type B failure mode in D21 specimens. It can be concluded that the fibre/matrix adhesion in these D21 specimens was better than the SS/matrix adhesion. The more important type A failure mode of the IM21 specimens is thus an indication that the absorbed moisture degraded mostly the fibre/matrix interface. At high temperatures, moisture absorption was much faster (Table 2-2). For IM82 and RH90 specimens, a type A failure mode

was observed, which extended to the center of the weld. This was not the case for RH82 specimens since the conditioning temperature was below Tg, the relative humidity was low and the conditioning time was short (37 days). Therefore, it is expected that water absorption during RH82 environmental condition did not reach the center of the weld and therefore could not degrade the fibre/matrix interface in the center of the weld.

For all hygrothermal aging conditions, it appeared that the fibre/matrix interface was degraded at different levels, but without any effect on the recorded LSS. Type B and C failure modes were always the dominant ones and an important type A failure mode did not indicate a better SS/PPS adhesion, but rather a weaker fibre/matrix adhesion. The welded joints LSS was governed primarily by the HE/polymer interface which was shown to be weak, even before aging. In [128], we have shown the possibility of improving this interface by use of a silane coating on the SS surface. In addition to an improved LSS at ambient environmental conditions, this coating could create a barrier against moisture absorption at the SS/PPS interface, potentially improving the joint mechanical performance in various hygrothermal environmental conditions.

2.7 Conclusions

The purpose of this study was to show the impact of temperature and moisture on the lap shear strength and failure modes of resistance-welded CF/PPS joints. We showed that the temperature has an impact on the LSS of welded joints with a linear decrease between 21°C and 150°C. Moisture, on the other hand, barely has any impact on the LSS, regardless of the testing temperature or aging conditions. In effect, CF/PPS composite was shown to absorb little water compared to typical aerospace grades epoxy composites. Although this low water absorption did not negatively affect the LSS, it changed the joints failure modes, with a degradation of the fibre/PPS and HE/PPS interfaces, as shown by the analysis of the specimens fracture surfaces. Overall, this study showed the robustness of the welded joints aged in relative humidity and water immersion with a low water absorption by the PPS composite and welded joints alike.

Conflict of interest statement

None declared.

Acknowledgements

This work was supported by funding from the Natural Sciences and Engineering Research Council of Canada, grant number RGPIN-2018-03738, and CREPEC.

CHAPITRE 3

IMPROVED ADHESION BETWEEN STAINLESS STEEL HEATING ELEMENT AND PPS POLYMER IN RESISTANCE WELDING OF THERMOPLASTIC COMPOSITES

Vincent Rohart1, Xxxxx Xxxxxxx Lebel2, Martine Dubé1

1Department of Mechanical Engineering, CREPEC, Ecole de technologie supérieure, Xxxxxxxx, XX, X0X 0X0, XXXXXX

2Department of Mechanical Engineering, CREPEC, Polytechnique Montréal, Montréal, QC, H3T 1J4, CANADA

Article publié dans « Composites Part B: Engineering, volume 188 », Mai 2020 xxxxx://xxx.xxx/00.0000/x.xxxxxxxxxxx.0000.000000

3.1 Préface

Il a été vu au chapitre précédent que la résistance en cisaillement des joints soudés n’est pas impactée par l’humidité et le conditionnement en température et cela même si les interfaces entre les matériaux du joint semblent être détériorées. Ce phénomène est expliqué par la faible adhésion entre l’élément chauffant en acier et la matrice thermoplastique. La rupture ayant lieu majoritairement entre ces deux matériaux, la dégradation de l’interface fibres/matrice n’a pas d’influence sur la résistance en cisaillement. Ce mode de rupture ayant été rapporté plusieurs fois pour également d’autres matrices thermoplastiques, il a été décidé de développer un traitement de surface sur l’élément chauffant afin d’améliorer son adhésion avec la matrice des joints soudés. Dans ce chapitre, la matrice est en polysulfure de phénylène et le promoteur d’adhésion est un organosilane. Le procédé développé ici est fait en cinq étapes : la corrosion de l’acier, son oxydation à haute température, l’hydrolyse de l’organosilane, la déposition du revêtement par une méthode sol/gel et enfin la réticulation du revêtement. Le grand nombre d’étapes nécessaires à ce traitement implique que plusieurs facteurs peuvent avoir une influence sur l’efficacité du revêtement. Sept facteurs sont identifiés et leur influence sur la

résistance en cisaillement des joints soudés est étudiée à l’aide d’un plan d’expérience de Xxxxxxx. L’influence des traitements effectués avant l’étape de revêtement par méthode sol/gel est évaluée par des mesures d’angle de contact. Le revêtement est analysé par spectroscopie infrarouge par réflexion, par microscopie électronique à balayage et à transmission et par analyse dispersive en énergie de rayons X. La résistance au pelage est également étudiée entre une plaque d’acier traitée au silane et le composite afin de caractériser uniquement l’adhésion métal/polymère. Cette étude permettra de savoir si l’adhésion entre l’élément chauffant et la matrice des joints soudés limite leur résistance en cisaillement et si elle peut être améliorée.

3.2 Abstract

Resistance welding of thermoplastic composites involves applying an electric current to a heating element, usually a stainless-steel (SS) mesh, which heats up by Joule effect, melts the surrounding polymer matrix and remains at the joint interface following the welding operation. In this study, the adhesion between a thermoplastic matrix, i.e., polyphenylene sulfide (PPS), and the SS mesh heating element is evaluated and improved through the application of surface coatings on the SS. The coatings are based on an organosilane, a bivalent molecule often used to create an organic coating on metals. The efficiency of the surface coatings is evaluated by measurement of the water contact angle on treated SS plates, characterization of the coating by ATR-FTIR, observations by SEM and TEM and mechanical testing of resistance-welded quasi-isotropic carbon fibre (CF)/PPS joints. A lap shear strength (LSS) improvement of 32% is reported for joints welded using the treated heating elements relative to joints welded using untreated heating elements. Double cantilever beam tests between a SS plate and the CF/PPS composite also show a much better adhesion between the PPS and SS following surface coating, with a higher load at failure and fracture surfaces showing polymer and fibre remaining attached to the SS plate.

Keywords: Resistance welding; A. Polymer-matrix composites (PMCs); B. Adhesion; E. Surface treatments

3.3 Introduction

Composites are now widely used in the aerospace industry because of their excellent properties and low weight. Although thermosetting composites are used in most applications, thermoplastic composites gain market share partly because of their recyclability [129], good impact resistance [130] and short processing cycles [131]. Thermoplastic composites can be melted and reconsolidated several times, thus allowing their reuse in other industries beyond aerospace [3–5]. Thermoplastic composites also offer the possibility of being joined by welding. Welding of thermoplastic composites requires heating the joint interface above the polymer glass transition temperature (for amorphous polymers) or melting temperature (for semi-crystalline ones) so that the polymer chains can diffuse through the interface. The joint then consolidates under pressure during cooling [2]. Ultrasonic, induction and resistance welding are three welding processes targeted for aerospace applications. The choice of one welding process over another depends on many factors including the nature and architecture of the reinforcement of the parts to be welded. For example, induction welding is well suited to assemble parts made of carbon fibre in a fabric form, but resistance welding will be preferred when the parts to be joined are made of glass fibre or unidirectional carbon fibre.

Resistance welding has proved to be relatively fast (of the order of seconds to minutes) and inexpensive and offers the possibility to be automated [97]. In this process, a porous electrically-conductive heating element (HE) is applied between the two composites to be welded (adherends). An electric current is introduced to this HE, which heats up by Joule effect and causes the polymer located in its vicinity to melt. Carbon fibre (CF) composite plies were originally used as HE. When used in prepreg form with the same resin as the composite adherends, they would offer good compatibility with the parent structure. However, these HE came with several drawbacks, including the difficulty of having a good connection with the power supply, non-uniform heating and fibre breakage. In particular, the inhomogeneous temperature distribution the CF HE lead to could limit the size of the weld area in a given industrial application. Although a few recent studies focused on the use of CF as HE [13,132], most researchers prefer to use a SS mesh [18,24,47,96,97] as they offer better heat distribution and easier process control [133].

During the welding process development, joints are often welded in the lap shear specimen geometry and tested to obtain the apparent lap shear strength (LSS). Observation of the fracture surface frequently shows a failure occurring both in the bulk composite adherends and at the weld interface. Furthermore, the fracture surfaces usually show that the SS mesh and thermoplastic polymer do not adhere well. This was observed for CF/Polyetheretherketone (PEEK) [134], CF/Polyetherketoneketone (PEKK), CF/Polyetherimide (PEI) [118], and CF/polyphenylene sulfide (PPS) [18]. On the opposite, Xxxxxxx et al. [47] and Xxxx et al. [15] reported interlaminar failure modes for resistance-welded glass fibre (GF)/PPS and GF/PEI composites, with failure occurring entirely in the composite adherends. In these cases, the fibre nature (GF as opposed to CF) was responsible for this failure mode, i.e., the GF composite adherends were shown to be “weaker” than the HE/polymer interface. In light of the above, it is believed that a better adhesion between the SS mesh HE and the thermoplastic polymer would lead to an improved joint mechanical performance when high performance CF adherends are considered. Thus, the objective of this study is to improve the adhesion between a SS HE and a thermoplastic polymer, i.e., PPS, and verify the effect of this better adhesion on the LSS of resistance-welded CF/PPS composites.

3.3.1 Silane coating

Silanes are commonly used to improve adhesion between organic and inorganic materials, whether for composite fibres, paints or to produce metal/plastic hybrids for automobiles [135]. They are composed of organic and inorganic groups on the same molecule. The structure commonly used is: YSi(OR)3 with -Y an organofunctional group such as an alkoxy, an epoxy, an active amine or a thiol and -OR a hydrolysable alkoxy group. The silane molecules react with the oxides of the surfaces according to the mechanism shown in Figure 3.1.

Figure 3.1 Silane hydrolysis mechanism a) and condensation on an inorganic surface with crosslinking at high temperature b). The metal surface represented as a bold line is generally pre-treated by acid and oxidized to increase the hydroxyl groups (-OH) concentration

The alkoxy groups are first hydrolysed, either in solution or with ambient humidity. The newly formed hydroxyl groups may then condense with those of neighbouring molecules forming oligomers. The oligomers then condense on the surface to be treated via hydrogen bonds. Finally, crosslinking is carried out thermally to form covalent bonds between the siloxane network and the surface [78,79,136].

3.3.2 Coating influencing factors

The coating mechanism explained above is well known, but the effects of the factors affecting the series of reactions involved do not reach consensus. This is explained by the different factors influencing these reactions: the nature of the surface to be treated, the particular silane molecule used and its hydrolysing state, the nature of the solvent and its pH and the treatment time and temperature, among others. To allow the silane to be grafted onto a metal, the surface of the metal must be rich in oxides. Stainless and galvanized steels naturally have an oxide layer at their surface, but that layer is often covered by another layer of carbonaceous impurities, which prevents the silane from being grafted properly on the surface [81,85]. The first step in applying a silane coating is thus to polish the metal surface to remove impurities and to oxidize the surface. In several studies the metal was exposed to air at high temperatures (350 to 380°C) to create a reactive oxide layer with a high oxide concentration [84,89,91]. For