Materials

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Proceedings of the International Symposium

Materials and Sustainable Development

CIMDD’2013 Boumerdes, May 06th to 09th, 2013

Textes présentés et recueillis par IREKTI Amar

Dépôt légal : 1842-2013 ISBN : 978-9931-9090-1-9 Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement (URMPE)

Editeur

Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement (URMPE) Université M’HAMED BOUGARA Boumerdès Directeur Prof. Bezzazi Boudjema

URMPE Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement (URMPE) Université M’HAMED BOUGARA Boumerdès

© Copyright URMPE et les auteurs, 2013

Les travaux publiés dans ce volume devront être cités sous la référence bibliographique suivante : C. ARIBI et al, le rôle… Actes du colloque International sur les Matériaux et le Développement Durable CIMDD’2013, ISBN : 978-9931-9090-1-9, Université de Boumerdès, 06-09 Mai 2013, 330 pages http://www.urmpe.dz/valorisation-scientifique/livres.html

Illustration et organisation du livre : ALEM Said, YAMANI Noureddine, ZEGGANE Sonia

Le secrétariat du Colloque Faculté des sciences de l’ingénieur, Cité Frantz Fanon 35000 Boumerdès Algérie Tél : +213 (0) 24 91 38 66. Fax : +213 (0) 24 81 94 24. E-mail: [email protected] Site web: www.cimdd2013.fr.gd

Sommaire

Préface

Comités

Liste des résumés

Liste des articles

Résumés

Articles

Sponsors

Préface

Objectifs du CIMDD’2013.

C

e présent colloque vise à identifier et à développer les différentes disciplines scientifiques concernées par les Matériaux et le Développement Durable. Aujourd’hui, avec l’émergence des centres et laboratoires de recherche, il est impératif d’aller vers des solutions aux problématiques posées et projeter pour les années à venir, les directions à prendre pour maintenir l’effort de recherche permanent vers de nouvelles investigations. Comme il est naturel, les problématiques elles mêmes évoluent et s’affinent, au fur et mesure que des données nouvelles sont apportées par les laboratoires. Tel était l’objectif du CIMDD’2013, faire le point, à l’approche d’une nouvelles ère, dans ce secteur de recherche, afin de promouvoir ou conforter des démanches efficaces et innovantes. Pour atteindre cet objectif, une attention particulière a été donnée à: -La valorisation des résultats de la recherche appliquée dans le domaine des matériaux et de l’environnement ; -L’encouragement des échanges scientifiques, au rapprochement de la recherche universitaire et celle des centres relevant de la Direction générale de la Recherche Scientifique et du Développement Technologique -La préoccupation industrielle par le milieu universitaire dans le contexte aussi bien économique qu’industriel; -L’échange d’expériences, de connaissances et d’informations sur les travaux de recherche

portant sur les matériaux et le développement durable; - Dégagement des cadres de partenariat et consolidation de la collaboration dans le domaine de la recherche/développement, en encourageant des projets en commun initiés par les différents participants et institutions. Telles sont les principaux objectifs récurrents posés par les chercheurs et les industriels afin de valoriser l’innovation et la recherche scientifique. Afin de survenir ces objectifs de plus en plus exigeants et indispensables, les universités et les centres de recherches doivent dévoiler leur compétences et mettre leur savoir faire au service du développement technologique. Pour ce faire, nous songeons aux chimistes, physiciens, mathématiciens…

CIMDD’2013 : de la conférence aux actes. Le colloque International sur les Matériaux et le Développement Durable (CIMDD’2013) a réuni pendant trois jours 200 chercheurs et industriels de 16 pays. Leur domaine d’expérience et de réflexion donne une pluridisciplinarité et constitue l’originalité des travaux. 175 communications ont été choisies pour être présentées sous forme orale ou poster et 50 articles ont été sélectionnés par un comité scientifique après examen de chaque manuscrit par deux lecteurs du comité de lecteur que je remercie pour la rigueur avec la quelle ils ont travaillé et l’enrichissement qu’ils ont apporté à ces actes.

CIMDD’2013 à Boumerdès. Ce colloque international fut organisé à Boumerdès car notre unité de recherche (URMPE) est spécialisée en science et génie des matériaux, notamment dans les domaines des composites et nano composites, des bois et écomatériaux, de l’élaboration et caractérisation

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des panneaux type photovoltaïque, des liants et bétons… . Elle a été à la base, un laboratoire de recherche créé par arrêté N°88 du 25 Juin 2000 sous le nom du Laboratoire des Matériaux Minéraux & Composites (LMMC). Depuis 2010, Le LMMC a été dissous par arrêté ministériel N° 95 du 25 Mars 2010 pour grandir en Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement (UR-MPE).

- Monsieur le Professeur ALLIOUCHE Djamel, Doyen de la Faculté des Sciences de l’Ingénieur de l’université de Boumerdès. - Monsieur le Professeur BEZZAZI Boudjema, Directeur de l’Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement. - Monsieur le Professeur ZERIZER Abdellatif, Président du Comité Scientifique de ce Colloque.

-A nos sponsors pour leur parrainage et financière :

Autour du CIMDD’2013 Ces pages me donnent l’occasion de rendre hommage aux institutions grâce auxquelles ce colloque a pu avoir lieu et je cite : -La Direction Générale de la Recherche Scientifique et du Développement Technologique (DGRSDT) ; -L’Université M’Hamed BOUGARA de Boumerdès (UMBB) ; -L’Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement (UR-MPE).

Organisation locale du CIMDD’2013 Je tiens à personnaliser ma reconnaissance à tous ceux qui ont apporté une contribution à la réussite de l’organisation du CIMDD’2013 : - Monsieur le Ministre de l’Enseignement Supérieur et de la Recherche Scientifique pour son Patronage honorifique du colloque. -Monsieur le Professeur Hafid AOURAG, Directeur de la DGRSDT. - Madame le Professeur CHERIFI Ouiza, Recteur de l’Université M’Hamed Bougara de Boumerdès. - Monsieur le Professeur Abdel Aziz TAIRI, Vice Recteur chargé des relations extérieures, la coopération, l'animation et la communication et les manifestations scientifiques de l’université de Boumerdès.

aide

-Direction Générale de la Recherche Scientifique et du Développement Technologique ; -Agence Thématique de Recherche en Sciences et Technologie – ATRST ; -TEKNA CHEM SRL ; -Compagnie de transport aérien, AIR ALGERIE ; -SONELGAZ SPA ; -SIKA EL DJAZAIRE ; -STPE Division Scientifique ; -NETZSCH; -TECHNOCID; -NEO-TECH; -SARL STE Frères GANA; -MAGI Rouiba ; -Hôtel le Rocher Boumerdès. A tous les membres du club scientifique Espace du Savoir, étudiants, doctorants et enseignantschercheurs qui ont contribué à la réussite de cette rencontre de haut niveau lesquels, ont eu souvent une tâche difficile et des plus délicates ; je songe plus particulièrement à OUZIALA Mahdi, ZEGGANE Sonia, YAMANI Noureddine, NEGGAZ Kahina… qui se sont considérable- ment investis dans ce colloque, qui ont assuré au quotidien la mise en place et l’organisation de la rencontre.

IREKTI Amar Président du Colloque International sur les Matériaux et de Développent Durable


Comité scientifique Présidents Pr. Pr. Pr. Pr.

CHERIFI OUIZA, Recteur de l’UMBB ZERIZER A. (UMBB, Algeria) Bezzazi B. (UMBB, Algeria). PONTON A. (Univ. PARIS DIDEROT Paris 7. France)

Membres Pr. ABADLIA M.T. (UMBB, Algeria) Pr. ALEX Li (Univ.Rems France). Pr. ALIOUCHE D. (UMBB, Algeria) Pr. AIMENE Y. (Univ. Guiyanne, France) Pr. AIT TAHAR K. (UMMTO, Algeria). Pr. AIT OUALI R. (USTHB, Algeria) Pr. ALIOUAT M. (UMBB, Algeria). Pr. AOURAG H. (Univ. Tlemcen, Algeria) Pr. AMRI H.(Univ.ELMANAR, Tunisie) Pr. AYADI A. (UMBB, Algeria). Pr. BENMOUNAH A. (UR/MPE, FSI, UMBB) Pr. BEZAZI A. (Univ. Guelma, Algeria ) Pr. BEZZAZI B. (UMBB, Algeria). Pr. BOUCHEKIMA B. (Univ.Ouargla, Algeria). Dr. BLANCHART P. (ENSCI, Limoges France). Pr. CHAOUCH M. (ENS, France). Pr. MELBOUCI B. (Univ.MMTO, Algeria) Pr. COLLOMBET F. (Toulouse France). Pr. DERRIDJ A. (UMBB, Algeria). Pr. DAOUD K. (USTHB, Algeria). Pr. ELOUHABE (UMBB, Algeria). Pr. HABA B. (LARI. Californie USA). Pr. HACHEMI M. (UMBB, Algeria). Pr. HAMIANE M., (UMBB, Algeria). Pr. CHINESTA F. (Ecole Centrale of Nantes - France). Pr. CHETTOUH HARRACHE D. (Univ. Sidi Bel Abbès). Pr. JEAN BAPTISTE D’ESPINOSE (ESPCI, France). Pr. JAUBERTHIE R. (INSA Renne, France). Pr. J. CHAOUKI E. P. (Montreal, Canada). Pr. IRATNI A. (UMBB, Algeria). Pr. G. HUTTCHINGS U. (Cardiff, U.K). Pr. KERDJOUDJ H. (USTHB, Algeria). Pr. KHALIL K. (Univ. Mohamed I, Maroc). Pr. LANDI G. (CNR – Napoli, Italy). Pr. Laurent LEGENDRE (Univ. Renne 1 France) Pr. L. VAYSSIERES N.I.M.S.T Sukuba (Japan). Pr. MARCU I. C. (Univ. Bucarest, Roumania). Pr. MARCHAL REMY, (ENSAM, France). Pr. OLIVIER P. (Toulouse, France). Pr. OUADIA A. (Univ. Beira Interior, Portugal) Pr. ROGER Hernandez (Univ. Laval, Canada). Pr. TAIRI A. (UMBB, Algeria). Pr. VAN DAMME HENRI (ESPCI , France). Pr. WATTS D. C. (U. Manchester, U.K). Dr. BOUOUDINA M. (Univ of Bahrain). Dr. ABAIDIA S. (UMBB, Algeria) Dr. BOUHIRED F. (CDER, Algeria). Dr. BENZERGA Ratiba (Univ. Renne 1 France) Dr. CHARRIER F. (Univ. Pau, France). Dr. KROUCHI A. (UMMTO, Algeria)

Comité d’organisation Président du colloque IREKTI Amar. (URMPE, Algérie). [email protected]

Membres Mme. FAOUSSI N. (Secrétaire URMPE) Dr. ZIBOUCHE F. (UR/MPE, UMBB) Dr. BOUZID M. (FS, UMBB) Dr. SAFI B. (URMPE, UMBB) Dr. GHERNOUTI Y. (FSI, UMBB) Mr. BENYOUCEF S. (Univ. Sidi Bel Abbès) Mr. DAOUI H. (URMPE, UMBB) Mr. YAMANI N. (FSI, UMBB) Mr. ZERGUINI S. (FS, UMBB) Mr. OUALIT M. (URMPE, UMBB) Mr .ADNANE T (FSI, UMBB) Melle. NEGGAZ K. (FS, UMBB) Melle. NEGGAZ T. (FSI, UMBB) Mr. OUZIALA M. (UAMBejaia) Mlle. ZEGGANE S. (FSI, UMBB) Mr. CHABANE A (FSI, UMBB) Mr. ALEM S. (FSI, UMBB) Mlle. ZEGGANE M. (FS, UMBB) Mlle. MATAOUI W. (FS, UMBB) Mlle. AMRANE F. (FS UMBB) Mr. KENNOUCHE S (FSI, UMBB) Mr. BELAIDI M. (URMPE, UMBB) Mr. SAIDI M. (FSI, UMBB) Mr. HAMI B. (URMPE, UMBB)

Abstracts List

CIMDD’2013

Des matériaux complexes simples aux matériaux stimulables PONTON Alain ……….…………………………………………….…………………..……………………………………………………..…………..

pp 02

Rôle de dispersion dans le développement de la microstructure de céramiques « froides » a base cimentaire Y.EL HAFIANE ……………………………………………………………………………..……………………………………………………..…………..

pp 02

Les finitions photoréticulables pour la protection des ouvrages en bois : une solution pour réduire les émissions de composés organiques volatils (COV) ? Etat de l’art et perspectives. MERLIN André…………..…….…………………………………………………………..……………………………………………………..………….. pp 03 Développer les emplois du bois et des matériaux du végétal pour limiter la consommation d’énergie fossile Jean GERARD …………..…………………………………..……………………………..……………………………………………………..…………..

pp 04

Matériaux composites en fibres végétales Alex LI …………..………………......……………………………………………..………………………………………………………………...…………. pp 05 Matériaux composites en fibres végétales Structure, Microstructure and Properties of Materials for Hydrogen Energy M. Bououdina …………….……………………………………………………………..………………………………………………………………….. pp 05 Durabilité des proporiétés mécaniques des géopolymères pour la construction P. BLANCHART………………..………..………………………………….……………..……………………………………………………..…………..

pp 06

Preparation and characterization of phosphate glass system A2MnMP2O10 (A= Li, Na, K) and (M= W, Mo) M. Moutataouia………………………..………………………………………………..……………………………………………………..…………..

pp 10

Elaboration d’un nouveau liant magnésien par une dolomie locale R. MAROUF………………….……………..…………………………………………..…………………………………………..………………………….

pp 10

Apport des paramètres magnétiques à l’identification des minéraux magnétiques des sols dans l’étude de l’état de stabilité des sols A.ABOUTAHER…………….……………………..………………………………………..…………………………….…………………………………..

pp 11

Comportement des bétons autoplaçants : effet du type de l’addition minérale M. MEZIANI……………………….…………………..………………………………………..………………………….………………………………..

pp 11

Étude du comportement d’un béton Autoplaçant à base de sédiment de dragage vis-à-vis du retrait N. BOUHAMOU……………….………………………..……………………………………..………………………………….…………………………

pp 12

Silica-alumina refractory synthesis based on Moroccan granitic geo-materials C. SADIK………………………….………………………………………………………………………..…………………………………………………..

pp 12

Comportement des Mortiers avec Fibres Polypropylène à Températures Elevées M.EZZIANE …………………………………………………………………………………………………………………………………...................

pp 13


Innovative reinforced foam-glasses designed for building industry R. Benzerga………………………………………………………………………………………………………………………………………………......

pp 13

New Bio Ceramic Support Membrane from Animal Bone N. EL BARAKA………..…………….……………………………….…………….…………………………….……………………………………………

pp 14

Physico-chemical study of fly ash from the incineration of expired drugs and their leaching behavior AIT AHSENE-AISSAT. F……………..……………………………………………………….…………….……………………………………………….

pp 14

Etude et caractérisation des verres silico-sodo calcique élaborés à base des sables issus de différentes régions algériennes D. KSOURI………………………………….………………………………………..……………………………….…………………………………………

pp 15

Impact du taux d’amortissement d’un système d’isolation LRB sur la réponse sismique d’un Bâtiment H.M. OUNIS………………………………………………………………………………………………………….…………………………………………..

pp 15

Modèle de la Zone Cohésive pour L’étude de la Capacité Portante d’une Poutre en Béton Endommagée et Réparée Par matériaux composites K. HADJAZI…………………………………..……………………………………..…………………….…………….……………………………………..

pp 16

Comportement des fibres de verre dans un milieu cimentaire DJ. ALIOUANE……………………..………………………………………….………………………………………………………………................

pp 16

Accélération du durcissement par traitement thermique des bétons contenant des additions minérales R. DERABLA…………………………….………………………………………………………………..……..……………………………………………

pp 17

Influence de l’agglomération des grains du clinker dans le four sur les propriétés du ciment S.KABOU…………………………………………………………………………………………………………..….………………………………………..

pp 17

Étude de l’influence de l’ajout des silicates alcalins sur la porosite des mousses de verres élaborées à base de calcin F.BENHAOUA.......................................................................................................................................................

pp 18

Crystallization kinetics of A-Alumina and mullite-zirconia in BOEHMITE and zircon mixture H. BELHOUCHET……………………………………………….……………………….………….……………….………………………………………

pp 18

Les bétons autoplaçants renforcés par un fibrage multi-échelle : de la formulation au comportement mécanique N. HADDADOU………………………………………………………………………………………………………………………………………………. pp 19 The effect of alkaline treatment on the female short date palm tree fiber I.HADDADOU…………………………………………….………………………………………………………………..…………………………………

pp 19

Effet de la fume de silice sur la rhéologie des mortiers en présence d’un superplastifiant M. ADJOUDJ…………………………………………………………………………………………………..………….…………………………………..

pp 20

Shaving and characterization of a nanocrystalline apatite for use in bone surgery S.DEBBAKH………………………………………………….………………………………………………………….…………………………………….

pp 20


L’utilisation des bétons de sable dans la réparation mince des structures K. GADRI…………………..……………………………………………….…………………….................................................................

pp 21

Simulation and characterization of current-voltage-based HEMT AlGaN / GaN structures N. MORDI...............................................................................................................................................................

pp 21

Etude de l’influence de la teneur en fibres métallique sur les caractéristiques rhéologique et mécaniques des bétons autoplaçants fibrés K. BENFADEL………..…………………………………………..………………………………………………….………………………………………….

pp 22

Characterization vapor sorption of earth-based materials R. BOUDJEMAA……………………………………………………………………………………………………………………………………..………..

pp 22

Electrochemical study of the oxidation of ParaPhénylèneDiamine (PPD) on platinum in H2SO4 (0,5M) R. SRHAYRI……………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 23

Développement d’un nouveau rhéomètre à béton H. SOUALHI…………………….……………………………………….……………………..……………………………………………………….........

pp 23

Utilisation d’écorce de pin d’Alep comme source en tanins L. LOUCIF SEIAD…………….……………………………………………..………….………………………………………………........................

pp 23

Influence de la variation de la température de cure sur le comportement mécanique des mortiers à base des ciments composés T. BOUBEKEUR…………………..….…………………………………………………………………………………………………………………......

pp 24

L’influence de la Corrosion des Armatures sur le Comportement du Béton Armé B. SETTI……………..……………………………………………………………………………………………….…………..……………………………

pp 24

Effect of substrate temperature on the SnO2 thin films spray-deposited on soda-lime glass substrates T. MAHDAOUI………..………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 25

Comparaison des résistances des bétons déterminées par l’essai de compression et l’essai sclérométrique L. ABAHLOUSE…………………………………………………………………………………………………….…………………………………………

pp 25

Suivi de l’évolution des phases solides du béton à hautes températures par des analyses thermogravimétriques et thermo-différentielles (ATG/ATD) L. ABAHLOUSE…………………………………..……………………………………………………………..……………………………………………

pp 26

Analyse du comportement d’un voile en béton armé selon deux modèles de ferraillage : Etude comparative A.SOLTANI...........................................................................................................................................................

pp 26

Characterization of lead-free ceramic (Na0.5Bi0.5)1-xBaxTiO3 synthesized by Sol-gel technique A.CHAOUCHI…………………………………………………………………..……….………………………………………………………………...….

pp 27

Physico-mechanical and thermal characterization of Aleppo pine of Zemmouri intended for the construction Y.OUADOU ……………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 27


Mesure optique des fissures du placage des bois et son influence sur les caractéristiques mécaniques du LVL (Laminated Veneer Lumber) A. DAOUI………………………………………………………………………….…………………………………………………………………………….

pp 28

Synthèse par la voie sol gel d’une matrice vitreuse appliquée dans le domaine de l’optique S.LADJOUZI…………………………………………………………………………….…………………………..………………………………………….

pp 28

Réactivité des aluminosilicates alcalis activés de kaolin et de bentonite N BOUDISSA…………………………………………………………….……………………………………………..……………………………………..

PP 29

Propriétés rhéologiques de suspensions de Bentonites de Maghnia en milieu alcali-activé K. BOUMAIEL……..…………………………………………………….…………………………………………………………………………………….

pp 29

Propriétés physico-mécaniques de composites alcali-activés à base bentonite- laitier-clinker N.HADJ KACI………….………………………………………………………………………………………………………………………………….......

pp 30

Géopolymérisation d’aluminosilicates. Influence des rapports Silice/Alumine F. ZIBOUCHE…………………………………………………………………………………………………………………………………………………

PP 30

Analyse du calcul des roues d’échange et leurs influences sur la condition cinématique H.BOUHABILA………………………………………………………………………………………………………………………………………………

PP 31

Elaboration et Caractérisation des Films Biodégradables à base de Polysaccharides. Aoufi Djalila …………………………………………………………………………………………………………………………………………………

PP 31

Development of Polypropylene/Kaolinite Composites F. BOUZIDI……………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 34

Traitement de boues de traitement de surface, perspectives de valorisation DJ.BOUSALAH ………………………………………………………………………………..………………………………………………………………

pp 34

Enhancement of Heat Transfer in a Cavity Filled with Cu-water Nanofluid T.TAYEBI……………………………….…………………………………………………………………………………….……………………………………

pp 35

Growth mechanism and structural properties of nanocrystalline silicon films deposited by RF magnetron sputtering at low temperature D. SENOUCI ……………………………………………………………………………….……………………………..………………………………….

pp 35

Spectroscopic Characterization of Ag-SnO2/SiO2 Oxide used as Environmental Control and Photovoltaic Solar Cell A.OUERDANE………………………………………………………………………………………………………………………………………………. pp 36 Optimisation des conditions de synthèse d’un analogue de la pollucite simulée au potassium, matrice potentielle pour le confinement du césium D. MOUDIR……………………………………………………………………………………………………………………………….………………………… pp 36 Optimisation des conditions de synthèse à l’échelle laboratoire, de conteneurs en argiles utilisés pour le conditionnement des déchets radioactifs S. KAMARIZ……………………………………………………………………………………………………………………………...........................


pp 37

Elastic constants of Austenitic Stainless Steel: Investigation by the first-principles calculations K.BENYELLOUL…………………………..………………………………………………………………..…………………………………………..………

pp 37

Modélisation et évaluation des performances du procédé de Stabilisation/Solidification (S/S) du Cr (VI) par le test TCLP. K. MOUSSACEB…………………………………………………………………………….………………………………………………………………….

pp 38

Utilisation d’un matériau poreux (charbon active granulé) pour l’adsorption et la bioadsorption du phénol d’un milieu pollué M. LOUCIF SEIAD………………………………………………………………………………………………………………………….………………….

pp 38

Propriétés optiques de la structure aluminium/silicium-carbone amorphe hydrogéné Y. OUADAH………………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 39

Poly (ethylene terephtalate)/ polystyrene nanocomposites based on organomodified montmorillonite R. CHABANE………..………………………………………………………………………………………………………………………………………..….

pp 39

Spin Coating Method for development of transparent Molybdenum trioxide (MoO3) L.CHIBANE……………………………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 40

Effet de la température de substrat sur les propriétés structurales et électriques des absorbeurs CuGaTe2 en couches minces A. MESSOUS………………………..…………………………………………………………………..……………………………………………………… pp 40 STUDY OF PERFORMANCE OF A SOLAR POWER TOWER (15 MW) SIMULATION AND RESULTS N.YAMANI…………………………………………………………………….………………………………………………………….......................

pp 41

Les nanomateriaux au service de l’énergie solaire ABDOULKADER IBRAHIM IDRISS…………………………..……………………….…………………………………………………………………

pp 41

Modelling technique and scanning Doppler Lidar for wind field assessment Lake Turkana, Kenya. V. S.INDASI………………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 42

Structural and electronic properties of ZnO nanowires from computational study H. BELKHALFA………………………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 42

Further tests on thin steel and composite fabricated stubs and numerical analyses N.FERHOUNE ……………….……………………………………………..…………………..…………………………………………………………….

pp 43

Influence de l'amélioration interfaciale par mercerisation sur les propriétés mécaniques des composites polyéthylène/farine de Genêt d'Espagne. S. IKHLEF…………………………………………………………………………..………….………………………………………………………………..

pp 43

Comparative Study of Two Methods for Construction of a Composite Material Consisting of indium microparticles electrodeposited on Silicon Modified by a Conductive Polymer I. CHIKOUCHE ……………………………………..……………………………………………………………….…………………………………………

pp 44


M3C, matériau composite à comportement contrôlé M.Kerboua …………………..…………………………………………………………………………….……………………………………………………

pp 44

Ab initio study of structural and electronic properties of barium chalcogenide alloys A.TOUIA ……………………………………………………………………………………………………………….………………………………………….

pp 45

EFFICIENCY OF NATURAL POLYMERS IN LIQUID WASTE RECYCLING IN DIE HEAD OF TAKSEBT STATION, TIZI-OUZOU Y. BELHARAT……………………………………………………………………………...……………………………………………….....…………………. pp 45 An analytical solution for nonlinear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber spacing K.BAKHTI………………….…………………………………………………………………………………………….………………………………………... pp 46 Modèle de poutre euler-bernoulli et timoshenko dans l’etude des nano-materiaux A. BESSEGHIER……………………………………………………………………………………..………………………………………………………..

pp 46

Synthèse et polymérisation de monomères cycliques phosphonés pour l’ignifugation des textiles C.NEGRELLE-GUIRAO………………………………………….……………………………………………….…………………………………………

pp 47

Etude de la dégradation thermique du poly (N-vinylcdarbazole), PVK, modifié par des unités phtalocyanine et le calcul des paramètres cinétiques Z. DJETOUI……………………………………………………………………….………………………………………..………………………………….

pp 47

Polymérisation et Copolymérisation des Ethers Vinyliques Phosphonés et leurs Applications F.IFTENE …………………………………………………………………….…………………………………………………………..……………………

pp 48

Variations des propriétés de base d’un verre nucléaire aluminosilicate riche en Ti en fonction de la teneur en Ce A. DJERIDI………………………………………………………………………………………………….…………………………………………….…… pp 49 Computation of the SIF for repaired semi-circular surface cracks in finite-thickness plates with bonded composite patch A. BOULENOUAR……………………………………………………………………..……………………………………………………………………..

pp 49

Synthèse et caractérisation d’un nouveau matériau à base des polymères cellulosiques modifiés par copolymérisation radicalaire- Application en environnement DJ. GHEMATI………………………………………………………………………………….……………………………………………………..……….. pp 50 Chemical modification of corn starch for use in composite materials S. SAHI……………………………………………………………………………..……………………………………………………………………..………..

pp 50

Ageing Effects on Ultrasonic Waves Propagation in Low Density Polyethylene film S.F.CHABIRA............................................................................................................................................................

pp 51

Electromagnetic shielding, structural and thermal properties of PANI/PU composites S. ZEGHINA……………………………………………………………………………..……………………….…..…………………………………………..

pp 51

Environmental impact of the presence of phthalates (DOP) in food packaging M. O. BOUSSOUM…………………………………………………………………………..…………………..…………………………….…………….

pp 52


L’influence de l’épaisseur de la couche du polymère conducteur sur l’efficacité d’un blindage L’influence de l’épaisseur de la couche du polymère conducteur sur l’efficacité d’un blindage électromagnétique multicouche A.ANSRI……….……………………………………….…………………..……………………………………………………………………………..……….

pp 52

Influence of mineral fillers on the dielectric behavior of epoxy resin E. TOUATI TLIBA ……………………………………………………………………………………………………………….……..……………………….

pp 52

Etude physicochimiques et mécaniques d’un nouveau matériau composite du caoutchouc acrylonitrile butadiène et la silice fumée. F. SEBTI………………………………………………………………………………………………………………………..…………………………………… pp 53 Chemical Synthesis and Characterization of Poly(Hydroxymethylthiophene) (PHMT) D. HERAOUDJI……………………………………………………………………………………………………….…………….……………………………

pp 53

Comportement mécanique en statique et en fatigue des mousses polyuréthanes à cellules ouvertes K. BOUCHAHDANE…………………………………………………………………………………………..………….………………………….……….

pp 54

Synthèse et caractérisation de la polycaprolactone H.GUIROUS …………………………………………………………………………………………………..………..…………………………………….

pp 54

Etude comparative d’un blindage électromagnétique à base de polymères conducteurs composites en champs proche et lointain: influence de la fraction des inclusions conductrices sur l’efficacité du blindage électromagnétique. S.HEDDAR………………………………………………………………………………………………………...…………………………………………….

pp 55

Etude d’effets de noir de carbone sur le déchirement des films en polyéthylène à haute densité dans les différentes directions d’extrusion A. BOUTI……………………………………………………………………………….………………………………………….…………………………….

pp 55

Synthesis and antimicrobial activity of gelatin-thiazolidine derivative based nanohybrids A. HAROUN…………….…………………..……………………………………………………………………….…………………………..………………

pp 56

Influence de taux de réticulation et la nature du solvant sur le comportement des polymères hydrogels. N. ANGAR………………….……………………………………………………………….……………..…………………………………………………….

pp 56

Preparation of TiO2/ PANI nanocomposites in the presence of zeolite and investigation of Electrical Properties Z. GHEBACHE……….………….…………………………………………………………………………………..………………………………………….

pp 57

A thermal study of the kinetics of phase separation in the preparation of composite materials type PDLC Z.HADJOU BELAID……………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 57

Synthèse de poudres antimicrobiennes pour l'ingénierie tissulaire F.BIR……………………………………………………………..………………………………………………………….……………………………………….

pp 58

Silicone membranes as a new corneal epithelial culture bed M.GROLIK...............................................................................................................................................................

pp 58


Utilisation de la zéolithe X synthétisée à partir de kaolin naturel comme pouzzolane dans le ciment Portland A. D. BENREDOUANE………….…………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 59

Preparation of polystyrene latex particles via emulsion polymerization using HITENOL BC-20 as a SURFMER: why the coating potential is different compared to the presence of emulsifying solid nanoparticles? A. K.F. DYAB…………………….…………………………………………………………..………………………………………………………………… pp 59 Etude de comportement et propriétés rhéologiques de mélanges à base de polysaccharides, utilisés comme additifs dans l’industrie pétrolière. S. CHAMI………………………….……………………………………………..…………..………………..………………….…..……………………….

pp 60

Composite biodégradable à base de polyvinyle alcool et la farine de bois B. MEGHLAOUI……………………………..……………………………………………………………………………….………………………………..

pp 60

Elaboration et caractérisation de nanoparticules de sulfure de zinc dispersées dans la silice. B. BELACHE……………….……………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 61

Exploitation des matériaux composite dans le renforcement des structures en béton armée A. ATTIA …………………..………………………………………………………………………………………………………………………….…………

pp 61

Extraction et caractérisation mécanique des fibres naturelles : Agave americana L. A. BELAADI…………..……………….…………………………………………………………………………………………………………………………… pp 62 Dielectric Properties Investigations of Polyamide/Polyaniline Composite Films D. MEZDOUR……………………………………….……………………………………………………………….....................………………………..

pp 62

Preparation of poly (p-substituted phenol-formaldehyde) prepolymer and his ability to remove bacteria from water S.MILOUDI…………………………………………………………………………………………………………………………………………..…………….

pp 63

Use of Biomaterials for Design and Development of a device for in-situ monitoring of some inorganic pollutants in aqueous environments A.ZAZOUA……………………………………………………………………………………………….…………………………………….……………….

pp 63

Effets Des Défauts Géométriques Dans Un Pipeline En Composite Soumis Au Flambement H.CHENNINE…………………………………………………………………………………………..…………………..…………………………………

pp 64

Effet du NBR à réduire la migration du plastifiant dans le solvant à partir d’un mélange PVC/NBR N. GHIOU……………………………………………………………………………………………..…………………..……………………………………..

pp 64

Inverse gas chromatography characterization of (Dodecylbenzenesulfonic acid, polyaniline- PANI, DBSA) complex A.MEKKI…………………………………………………………………………………………………………………………….……………………………. pp 65 Propriétés physico-chimiques d’un polymère: Le traitement thermique de polyester N.OUSLIMANI ……………………………………………………………………………..………………….……………………………………..………


pp 65

TSDC and DSC study of Partial Crystallization of Polyethylene terephtalate (PET) B. RAHMANI……………………………………………………………………….………………………..…………………………………………………

pp 66

Préparation et propriétés de polymères superabsorbants nanocomposites chitosane-g poly(acrylamide)/argile H. FERFERA-HARRAR……………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 66

Propriétés et biodégradation des nano-biocomposites d’acétate de cellulose/biopolymère-argile N. DAIRI…………………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 67

Comparaison de l’efficacité de deux biomasses bactériennes dans la réduction biologique des nitrates, appliquée au traitement des eaux usées Y.ANGAR……………………………………………………………………………..………………………………………………………………………..

pp 67

Le rôle de la matrice dans le comportement mécanique en traction des stratifies C. ARIBI………………………………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 68

Use of Wood Fibres in Thermoplastic Composites B. DAIRI………………………………………………………………………….....……………………………..…………………………………...………

pp 68

Rhéologie des hydrogels poly(acrylamide-co-hydroxyéthyl méthacrylate) N.BAÏT………………………………………………………………………….....………………..…………………………………..……………………..

pp 69

L’influence de L’orientation des Fibres et du Degré D’anisotropie du Matériau Sur le Comportement HygrothermoMécanique des Plaques Composites A. LEKRINE…………………………………………………………………..………………………………………………………………………………… pp 69 Improved dynamic and static tests mechanical properties of carbon fibers composites by the addition of stainless steel and alumina powders at interfaces Y. MEBARKI…………………………………………………………………………..………………………………………………………………………….

pp 70

The Effect of Di-(-2-ethyl hexyl) Phthalate (DEHP) as Plasticizer on the Thermal and Mechanical Properties of PVC/PMMA blends K. AOUACHRIA……………………………………………………………………………………………………………………….…..…………………..

pp 70

Effet de l’Evolution de la Fissuration Transversale sur l’Endommagement de Stratifiés Composites Croisés [0/90]s S. BENBELAID…….………………………………………………………………………………………….……….………….…….……….…………….. pp 70 PMMA nanocomposites based on new natural montmorillonite : Morphology and thermal properties D. LERARI…………..…………………………………………………………………………………………………………………………….…………..….

pp 71

Comportement rhéologique en écoulement et en fluage des solutions de xanthane K. BENYOUNES…………..……………………………………………………………………………………………………………………….…………

pp 71

Etude du comportement rhéologique de la résine époxyde chargée. H.ALOUCHE……………………………………………………………………………………………………………………………………………..……….

pp 72


Effet des processus de synthèse en batch et en semi batch sur les propriétés des gradients a base d’acrylate / methacrylate synthétisés par voie radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. N. CHERIFI…………………………….…………………………………………………………………………………………………………..…………….. pp 72 Using the technique of streaming current and potential for the characterization of polymer membranes Y. HANAFI………………………………………………………………………………………………………….……………………………….…….………

pp 73

Preparation and characterization of PC/ABS Blends I. DEBBAH………………..………………………………………………………………………………………………………………………….………..…

pp 73

Polylactic acid/cellulose whisker nanobiocomposites modified by polyethylene oxide T. AOUAT ………………………………………………………………………………………………………………………………………………………….. pp 74 Propriétés des couches minces de TiO2 élaboré par la voie sol gel F.BENSOUICI…………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 74

Etude Morphologique et Mécanique des Composites Stratifiés Tissés Hybrides Carbone/Verre/Epoxy S. MOUFFOK…………………………………..…………………………………………………………………………………………………………………

pp 75

Caractérisation mécanique d’un composite à matrice époxyde chargé en particules de bentonite S.MEHRAZ ………………………………………..…………………………………………………………………………………………………………….

pp 75

Etude de l’effet de cycle et de l’addition des extenseurs de chaînes sur les propriétés du poly (éthylène téréphtalate) recyclé (rPET) L.GOUISSEM………………………………….………………………………………………………………………………………………………..….……

pp 76

Damage behavior of thermoplastic laminates reinforced with natural fibers A. MOKHTARI……………….………………………………………………………………………………………………………………………….………

pp 76

Synthesis, characterization and catalytic performance of modified clay materials S.BOUDJEMA…………………………….………………………………………………………………………………………………………..…………..

pp 77

Study of PCL/nanoclays composites prepared by 17onventional solution mixing K. ISSAADI………………………………………………………..……………………………………………………………………………..……………….

pp 77

Elaboration et Caractérisation d’un Enduit Hydrofuge à base de Chaux pour la Restauration de l’ancien bâti (Application pour la coupole de la nouvelle mosquée de la citadelle d’Alger) M.BELAIDI ……………………………………….…………………………………………………………………………………………………..………….

pp 78

Caractérisation mécanique d’un matériau composite stratifié Jute/polyester C. BELKACEMI …………………………………………………………………………………………………………………………………….……………

pp 78

Elaboration d’un géopolymère à base d’un métakaolin et deux solutions d’activateurs (NaOH et KOH). M.OUALIT.………………………………………………………………………………………………………………………….……………..…………….

pp 79

Synthèse, Caractérisation par rayon X, et étude des propriétés magnétiques de nouveaux matériaux à base moléculaire A.MESSAI................................................................................................................................................................

pp 79


SYNTHESE ET CARACTERISATION DE MATERIAUX A BASE D’HEXAALUMINATES MODIFIES AU RHODIUM. S.IKHADDALENE…………………………………………………………………………………………………………….………………………………..

pp 80

SYNTHESE ET CARACTERISATION DE MATERIAUX A BASE D’HEXAALUMINATES MODIFIES AU PALLADIUM. A. NOUAL……………………………………………………………………………………………………………………….………………………………

pp 80

Infection nosocomiale : Cause et remède Acte II Application des matériaux composites : Traitement des plans de travail de l’enceinte hospitalière M. BOUZID…………………….………………………………………………………………………………………………………………………………… pp 81 Caractérisation mécanique des matériaux composites bois assemblés avec différents type de colle. N.LAKREB……………………………………………………………………………………………………………………………………….…………………

pp 81

Elaboration et caracterisation des céramiques de type PZT N.FERAHI………………………………………………………………………………………………………..…………………………………………………

pp 82

Physicochemical characteristics of Algerian (Beni abbes) sand dune A. MAAZOUZI.........................................................................................................................................................

pp 84

Application of First Order Shear Deformation. Theory for Buckling Analysis of Functionally Graded Plates M. BOUAZZA………………………………………………………………………………………………………………………………….………………….

pp 84

La Durabilité des Matériaux Composites PET-Mortier dans un Environnements Agressifs A. S. BENOSMAN………………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 85

Etude préliminaire du frittage d’une céramique hollandite de composition chimique K0.8RbTi7.1Cu0.9O16 , utilisée pour le confinement du césium-135 R.SOUAG……………………..……………………………………………………………………………………………………….………………….…….. pp 85 Comportement à la corrosion d’un acier doux dans le milieu HCl à 0,5M en présence de l’extrait de la plante d’ortie A.ZAABAR……………………………………………………………………………………………………………………………………………..………. pp 86 Characterization Of Glass Properties By Using DTA Method R. TALA-IGHIL…………………………………………………………………………………………….……………………………………..………………

pp 86

Electron Backscattered Diffraction Study of Cleavage Fracture Initiation in Low Carbon Steel A. BOUMAIZA……………..…………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 87

Durabilité des bétons autoplaçants incorporant des additions issues du recyclage des déchets industriels et ménagers T.ALI-BOUCETTA…………………..………………………………………………………………………..……………………………………..………… pp 87 Béton avec tuf volcanique en milieux agressifs M.CHERRAK……………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 88

Influence des paramètres géométriques et propriétés mécaniques du patch sur la réparation des structures endommagées par fatigue M. SAAD…………………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 88


Effect of Anisotropy and Strain Localization on the Deep-Drawing of Carbon Steel A. BOUMAIZA………………………………..……………………………………………………………………………………………………………..

pp 89

Corrosion protection of electro-galvanised steel by ceria based conversion coatings Y. HAMLAOUI…………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 89

ELIMINATION DES TOXIQUES SUR DES MATERIAUX MIXTES F. AIT AHSENE-AISSAT………………….………………………………………………………………………………………………………………….

pp 89

INFLUENCE DES POST-TRAITEMENTS SUR LA RESISTANCE A L’USURE D’UN DEPOT A BASE DU NICKEL ELABORE PAR PROJECTION THERMIQUE M.A. BRADAI…………………………………………………………………………………………………………………………………………………... pp 90 Étude du comportement des mortiers fibrés soumis aux attaques bactériennes et sulfatique O. FEDAOUI-AKMOUSSI………………….………………………………………………………………………………………………………………..

pp 90

Effet du revêtement de molybdène déposé par projection flamme fil sur la microstructure et les propriétés de surface d’une fonte grise lamellaire S. TLILI……………………………………………………………………………………………………………………………………………………………. pp 91 DETERMINATION DES PARAMETRES OPTIMAUX DE LA SYNTHESE DE TRICHLORURE DE PRASEODYME F. MENDIL…………………...………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 91

Augmentation de la productivité des outils de coupe en 1ere transformation de bois par traitements superficiels des surfaces actives H. AKNOUCHE……………………………………………………………….………………………………………………………………………………. pp 92 The Development of B206 Type Aluminum-Copper Alloys for Advanced Industry S. FENTAZI……………….……………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 92

Mould powders in continuous casting A.HAMOUDA.…………………………………………………………………………………………………………………….……………………………

pp 93

Etude du comportement électrochimique d’une couche mince de TIN déposée par pulvérisation cathodique sur un acier XC48 N. MADAOUI…………………….………………………………………………………………………………………………………………………..…. pp 93 Conception et réalisation d’un circuit fermé pour la désinfection des endoscopes A. DJADI………………………………………………………..……………………………………………………………………………………………...

pp 94

Influence des traitements thermiques sur la résistance à l’usure et aux chocs d’une fonte fortement alliée au chrome utilisée dans la fabrication des boulets de broyage A. SADEDDINE……………………………………………………………………………………………………………………………………..……….. pp 94 Murissement des BHPF avec ajout du laitier dans les milieux chimiquement agressifs A.BOUTIBA ….…………………………………………………………………………………………………………………………….……………….


pp 95

Microstructure Evolution of Steel 32CDV13 Nitrided by Plasma O. BELAHSSEN………………………………..……………………………………………………………………………………….…………………..

pp 95

Les bétons auto-plaçants à base de granulats de démolition résistance et approche de la durabilité O.HADDAD……………………………………………………………………….…………………………………………………………………………

pp 96

Formation of ceramic nanostructured coatings on aluminium for enhanced corrosion resistance L .BOUCHAMA ……………………………………………………………………………………………………..……………………….…………..

pp 96

Durabilité des matériaux cimentaire face à la lixiviation ; Choix de protocole d’essai. A.SEKHAL ADJEL………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 97

Effect of plastic strain of nickel single crystal on the equilibrium state of hydrogen in surface and subsurface C. LEKBIR…………………………………………………………………………………………………………………………………………...........

pp 97

Etude du comportement à chaud d'un alliage de titane de type TA6V4 N. BOUGOUIZI…………………………………………………………………………………………………………………………………….………

pp 98

Solubility enhancement, physico-chemical study and dissolution rate of antihypertensive drug -Polymer binary Systems. N. GUEMRAS ………………………………………………………………………………………………………………………………..……………..

pp 98

Reformage du Méthane sur des Matériaux à base d’Oxydes N.B.TOUAHRI……..………………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 99

Elaboration et caracterisation d’un estermethylique d’huile vegetale (EMHV) à base d’une plante non comestible locale: le NEEM M. Z. AYISSI…………………………………………………………………………………………………..……………………………………………. pp 99 Caractérisation des bois de chêne Algériens par Scanner tomographique à rayons X et logiciel libre Image-J. S.KENNOUCHE…………………………….………………………………………………………………………………………………….…………

pp 100

Influence de la poudre de verre sur la durabilité des bétons H. ZEROUB…………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 100

Contribution à l’élaboration d’une démarche d’analyse d’aspects et l’évaluation de leurs impacts cas des entreprises industrielles. S.ZEGGANE…………………………………………………………………………………………………………………………………………………. pp 101

Séparation de Phase d’un rejet industriel Y.DIDOUCHE……………………………………………………………………………………………………………………………………………….


pp 101

Papers List

CIMDD’2013

Development of polypropylene/kaolinite composites F. BOUZIDI…………………….………………………………………………………………………………………………………………………

pp 102-106

Further tests on thin steel and composite fabricated stubs and numerical analyses N.FERHOUNE …………………..………………………………………………………………………………………………………………....

pp 107-115

Influence de l'amélioration interfaciale par mercerisation sur les propriétés mécaniques des composites polyéthylène/farine de Genêt d'Espagne. S. IKHLEF…………………………………………………………………………………………………………………………………………….…

pp 116-121

Enhancement of Heat Transfer in a Cavity Filled with Cu-water Nanofluid T.TAYEBI……… …….…….……………………………………………………………………………………………………………………………

pp 122-127

An analytical solution for nonlinear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber spacing K.BAKHTI ……………………..………………………………………………………………………………………………………………………. pp 128-132 Etude de la dégradation thermique du poly (N-vinylcdarbazole), PVK, modifié par des unités phtalocyanine et le calcul des paramètres cinétiques Z. DJETOUI ………………………….……………………………………………………………………………………………………………….. pp 133-136 Synthèse et caractérisation d’un nouveau matériau à base des polymères cellulosiques modifiés par copolymérisation radicalaire- Application en environnement DJ. GHEMATI………………………………………………………………………………………………………………………………………… pp 137-141 Comportement à la corrosion d’un acier doux dans le milieu HCl à 0,5M en présence de l’extrait de la plante d’ortie A. ZAABAR………………………………………………………….……………………………………………………………………………..…..

pp 142-149

Computation of the SIF for repaired semi-circular surface cracks in finite-thickness plates with bonded composite patch A. BOULENOUAR…………………….……………………………………………………………………………………………………………..

pp 150-154

Chemical modification of corn starch for use in composite materials S. SAHI………………………………………………………….………………………………………………………………………………..………

pp 155-158

Comportement des Mortiers avec Fibres Polypropylène à Températures Elevées M.EZZIANE.…………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 159-165

Electromagnetic shielding, structural and thermal properties of PANI/PU composites S. ZEGHINA…………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 166-169


Optimisation des conditions de synthèse d’un analogue de la pollucite simulée au potassium, matrice potentielle pour le confinement du césium D. MOUDIR……………………………………..……………………………………………………………………………………………………

pp 170-174

Electron Backscattered Diffraction Study of Cleavage Fracture Initiation in Low Carbon Steel A. BOUMAIZA……………………………………………………………………………………………………………………..………….….…

pp 175-178

Etude et caractérisation des verres silico-sodo calcique élaborés à base des sables issus de différentes régions algériennes D.KSOURI………….……………………………………………………………………………………………………………………………….….

pp 179-182

Modèle de la Zone Cohésive pour L’étude de la Capacité Portante d’une Poutre en Béton Endommagée et Réparée Par matériaux composites K. HADJAZI……………………………………………………………………………………………………………………………..…………….

pp 183-190

Comportement mécanique en statique et en fatigue des mousses polyuréthanes à cellules ouvertes K. BOUCHAHDANE…………………………………………………………………………………………………….…………..……..………..

pp 191-197

Modélisation et évaluation des performances du procédé de Stabilisation/Solidification (S/S) du Cr (VI) par le test TCLP. K. MOUSSACEB…………………………..…………………………………………………………………………………………….…..………

pp 198-203

Extraction et caractérisation mécanique des fibres naturelles : Agave americana L. A.BELAADI……………………………………………………………………………………………………………..……………………………

pp 204-209

Use of Biomaterials for Design and Development of a device for in-situ monitoring of some inorganic pollutants in aqueous environments A.ZAZOUA……………………………………………………………………………………………………………..………………………….

pp 210-213

Mould powders in continuous casting A.HAMOUDA. ………………………………………….…………………………………………………………………..…………………….

pp 214-217

Préparation et propriétés de polymères superabsorbants nanocomposites chitosane-g poly(acrylamide)/argile H. FERFERA-HARRAR……………………………………………………………………………………………………….…………………. pp 218-224 Influence des traitements thermiques sur la résistance à l’usure et aux chocs d’une fonte fortement alliée au chrome utilisée dans la fabrication des boulets de broyage A. SADEDDINE…………………………………………………………………………………………………………………….……………….

pp 225-231

Poly (ethylene terephtalate)/ polystyrene nanocomposites based on organomodified montmorillonite R. CHABANE………………………………………………………………………………………………………………………………………...

pp 232-236

Use of Wood Fibers in Thermoplastic Composites B. DAIRI………………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 237-240

Effet de l’Evolution de la Fissuration Transversale sur l’Endommagement de Stratifiés Composites Croisés [0/90] s S. BENBELAID…………………………………………………………………………………………………………………….………..…..…… pp 241-245


PMMA nanocomposites based on new natural montmorillonite: Morphology and thermal properties D. LERARI………………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 246-249

Effet des processus de synthèse en batch et en semi batch sur les propriétés des gradients a base d’acrylate / methacrylate synthétisés par voie radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. N. CHERIFI………………………………………………………………………………………………………………………………………….... pp 250-257 Polylactic acid/cellulose whisker nanobiocomposites modified by polyethylene oxide T.AOUAT………………………………………………………………………………………………………………………….……..………………

pp 258-264

Durabilité des matériaux cimentaire face à la lixiviation ; Choix de protocole d’essa A.SEKHAL ADJEL………………..………………………………………………………………………………………………………………….

pp 265-269

Effect of plastic strain of nickel single crystal on the equilibrium state of hydrogen in surface and subsurface C. LEKBIR……………………………………………………………………………………………………….………………………………….... pp 270-275 Characterization of lead-free ceramic (Na0.5Bi0.5)1-xBaxTiO3 synthesized by Sol-gel technique A. CHAOUCHI……………….…………………………………………………………………………….……………………………………….

pp 276-281

Etude du comportement a chaud d'un alliage de titane de type TA6V4 N. BOUGOUIZI………………………………….……………………………………………………………………….……………………......

pp 282-289

Etude de l’effet de cycle et de l’addition des extenseurs de chaînes sur les propriétés du poly (éthylène téréphtalate) recyclé (rPET) L.GOUISSEM……………………………………………………………………………………………………………………………………….….

pp 290-294

Damage behavior of thermoplastic laminates reinforced with natural fibers A. MOKHTARI………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 295-299

Caractérisation des bois de chêne Algériens par Scanner tomographique à rayons X et logiciel libre Image-J. S.KENNOUCHE………………………………………………………………………………………………………………………………………. pp 300-304 Application of First Order Shear Deformation Theory for Buckling Analysis of Functionally Graded Plates M. BOUAZZA…………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 305-309

Elaboration d’un nouveau liant magnésien par une dolomie locale R. MAROUF……………………………………………………………………………………………………………………………………………

pp 310-313

MODELE DE POUTRE EULER-BERNOULLI ET TIMOSHENKO DANS L’ETUDE DES NANO-MATERIAUX A. BESSEGHIER…………………….………………………………………………………………………………….……………………………..

pp 314-318

Etude préliminaire du frittage d’une céramique hollandite de composition chimique K0.8RbTi7.1Cu0.9O16, utilisée pour le confinement du césium-135 R.SOUAG……………………………………………………………………………………………………………………………………………....

pp 319-321


Growth mechanism and structural properties of nanocrystalline silicon films deposited by RF magnetron sputtering at low temperature D. SENOUCI…………………………………………………………………………………………………………………………………………..

pp 322-328

Influence des paramètres géométriques et propriétés mécaniques du patch sur la réparation des structures endommagées par fatigue M. SAAD……………………….……………………………………………………………………………………………………………………..

pp 329-334

Synthèse de poudres antimicrobiennes pour l’ingénierie tissulaire F.BIR……………..……………………………………………………………………………………………………………………………………….

pp 335-339

Influence de l’agglomération des grains du clinker dans le four sur les propriétés du ciment S.KABOU………….……………………………………………………………………………………………………………….……………………

pp 340-345

Preparation of polystyrene latex particles via emulsion polymerization using Hitenol BC-20 as a surfmer: Why the coating potential is different compared to the presence of emulsifying solid nanoparticles? H.A. ESSAWY…………………………………………………………………………………………………………….………………………….. pp 346-350 Influence des post-traitements sur la résistance à l’usure d’un dépôt à base du nickel élaboré par projection thermique M.A. BRADAI………………………………………………………………………………………………….…………………………………….. pp 351-356 Étude du comportement des mortiers fibrés soumis aux attaques bactériennes et sulfatique O. FEDAOUI-AKMOUSSI…………………………………………………………………………….………………………………………..

pp 357-359

Elaboration et caractérisation de nanoparticules de sulfure de zinc dispersées dans la silice. B. BELACHE…………………………………………………………………………………………….……………………………………….….

pp 360-362

Finite element analysis of a helicopter pressurized composite reserve fuel tank Mostefa Bourchak…………………………………………………………………………………………..……………………………………

pp 363-370

Cure cycle effect on epoxy resin tensile mechanical properties Khalid A. Juhany…………………..………………………………………………………………………………………………………………

pp 371-377


CIMDD, May 6 au 9 2013 Université M’Hamed Bougara Boumerdès

Des matériaux complexes simples aux matériaux stimulables Ponton Alain Matière et Systèmes Complexes (MSC) CNRS, Université Paris Diderot- Paris 7 Bâtiment Condorcet Case 7056 10 rue Alice Domon et Léonie Duquet F-75205 Paris cedex 13 France

Abstract ▬La science des matériaux porte aujourd’hui sur l’étude de systèmes complexes multi-composants élaborés à partir de polymères, colloïdes, amphiphiles, particules, membranes, avec un certain degré d'autoorganisation, une sensibilité élevée aux champs externes et des propriétés dynamiques spécifiques. Leur compréhension théorique et expérimentale continue de défier la communauté scientifique, parce que ces systèmes complexes et désordonnés sont en forte interaction et présentent souvent de multiples corrélations d’échelle spatiale et temporelle, à la différence des liquides simples et des solides. La conception fonctionnelle de matériaux structurés est à l’origine de nombreux progrès technologiques dans le domaine du génie civil, des textiles et revêtements innovants, de l’énergie, des nano-matériaux, ….pour ne citer que quelques exemples. Un nouveau champ d’investigation s’ouvre avec le monde du vivant qui se construit à travers l'auto-assemblage de macromolécules biologiques et inspire l’élaboration de matériaux par des processus biomimétiques faisant appel à des mécanismes d’auto-assemblage supramoléculaire, organique et inorganique. Nous présenterons dans un premier temps quelques exemples de matériaux issus de la matière molle pour illustrer à la fois leur complexité et leur flexibilité. Nous poursuivrons par des travaux récents sur de nouveaux matériaux nanocomposites magnétostimulables à base de biopolymères composés de solutions aqueuses concentrées d’alginate de sodium dans lesquelles sont introduites des nanoparticules magnétiques de maghémite fonctionnalisées par adsorption d’ions citrate. A partir d’un outil expérimental original développé au laboratoire MSC, nous avons mis en évidence un effet magnéto-viscoélastique qui se manifeste par une augmentation de la viscosité à faible vitesse de cisaillement et des modules viscoélastiques linéaires en fonction de la valeur du champ magnétique. Cet effet est associé à la formation réversible d’agrégats de nanoparticules magnétiques sous forme de gouttelettes microniques.

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Rôle de dispersion dans le développement de la microstructure de céramiques « froides » a base cimentaire Y.EL HAFIANE Laboratoire Matériaux Procédés Environnement et Qualité (LMPEQ) - Ecole Nationale des Sciences Appliquées (ENSA) de Safi, Université Cadi Ayyad, Route Sidi Bouzid - B.P. 63, 46000 Safi, Maroc [email protected]

Abstract ▬ Récemment, lorsque la consolidation de certains matériaux se fait à température ambiante ou après une cuisson à basse température, on parle de céramiques« froides ». L’exemple le plus répondu est le cas des matériaux cimentaires. Le processus de consolidations de ces matériaux se fait par des réactions d’hydratation entre les grains de ciment anhydre et l’eau. Ce processus fait intervenir des phénomènes physico-chimiques complexes pendant deux étapes essentielles : i) la prise, dans les première heures ; ii) et le durcissement qui intervient au-delà de la première étape. Nous allons nous intéresser, tout particulièrement, à ce processus dans le cas des ciments alumino-calciques qui sont des matériaux de spécialité. Ils sont connus par leur richesse en alumine, ce qui leur confère un caractère réfractaire ainsi qu’une résistance chimique élevée. Grace à la présence d’un adjuvant, à base d’acétate, complexant l’ion de calcium, en tant que dispersant, des phénomènes se produisent aux interfaces permettant une dispersion optimale des pâtes cimentaires. Ceci a des conséquences directes sur la microstructure du matériau durci et sur ces propriétés physiques. Le matériau développé a trouvé de nombreuses applications industrielles. Mots-clés : Céramique « froide », Ciments alumineux, Dispersant, Processus d’hydratation, Microstructure, Propriétés physiques

MATERIAUX COMPOSITES EN FIBRES VEGETALES A. LI, A-T LE, A. GACOIN, T-H MAI, M. LACHI, M.REBAY, C. MAALOUF Grespi-LGC, Université de Reims Champagne-Ardenne, France Abstract ▬ Le changement climatique est l’un des défis les plus complexes de XXI siècle. Aucun pays n’est à l’abri de ce chargement climatique. Tous les experts s'accordent pour penser qu'il ne pourra se gagner sans remettre en cause fondamentalement les activités humaines et en premier lieu tout ce qui touche à la construction et à l'habitat. Face à ces préoccupations climatiques et environnementales, il est nécessaire de chercher des nouveaux matériaux renouvelables et durables. L’utilisation des matériaux composites en fibres végétales (chanvre, paille, lin, bambou, miscanthus, bois, etc.) qui sont renouvelables, recyclables et durables est une des bonnes réponses dans le souci de préserver la santé de l’homme, de répondre à ses besoins de bien-être et de confort et de réduire les impacts environnementaux. Les matériaux composites à base de produits végétaux et en particulier en fibres de chanvre montrent que: Les ressources abondantes et renouvelables, Faible énergie grise ou faible quantité d'énergie nécessaire au cycle de vie (90 kwh/m3 contre 275 pour le bloc béton et 330 pour le bois léger), Réduction des émissions de gaz à effet de serre. Les résultats obtenus indiquent que les matériaux composites en fibres végétales possèdent: une très bonne propriété isolante thermique, une très bonne propriété isolante phonique, une grande capacité hygroscopique. Ces performances permettent aux matériaux composites d’être utilisés dans la construction pour la réalisation des murs, des sols, des toitures ou encore sous forme d'enduits.

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Les finitions photoréticulables pour la protection des ouvrages en bois : une solution pour réduire les émissions de composés organiques volatils (COV) ? Etat de l’art et perspectives. MERLIN André1 MASSON Eric 2 1 2

LERMAB, Université de Lorraine, FST - BP 70239, 54506 Vandoeuvre CRITT BOIS, 27 Rue du Merle blanc, BP 91067, 88051 Epinal

Abstract ▬L’industrie de la deuxième transformation du bois est composée d’une chaîne successive d’activités de fabrication et/ou de transformation qui amènent chacune une partie de la valeur ajoutée du produit. Les industriels de la seconde transformation du bois sont confrontés à quatre défis majeurs : (a) la concurrence avec les autres matériaux, (b) la concurrence internationale, (c) un cadre de consommation en mutation lié à des nouvelles exigences des consommateurs, (d) un cadre réglementaire et normatif en constante évolution. L’application d’une finition sur un produit à base de bois est généralement la dernière étape (et souvent la plus importante) dans cette chaîne de valeur ajoutée. Pour répondre aux défis majeurs présentés ci-dessus, des efforts de recherche, de développement et d’innovation dans le domaine de la finition bois sont indispensables. Les exigences européennes sur la réduction des émissions de composés organiques volatils (COV) concernent directement l’industrie du bois et plus particulièrement l’étape de finition. En effet, plus de 80% des produits en bois composite ou en bois massif sont encore protégés par des formulations liquides à base de solvant qui sont une source importante d’émissions de COV. La réduction des émissions de COV peut être envisagée selon deux approches : (a) en dépolluant les rejets atmosphériques, (b) en développant des formulations et des technologies permettant une réduction des émissions des COV. Actuellement, aucune solution satisfaisante au niveau technico-économique n’a pu être proposée pour la première approche. Pour la seconde, la mise au point de formulations liquides photopolymérisables à haut extrait sec avec un diluant réactif, ou en phase aqueuse est l’une des solutions explorées par les fabricants de revêtements de surface pour le bois. Si l’application de résines photosensibles est déjà largement développée en ameublement pour des ouvrages en bois destinés à une utilisation intérieure, il n’en est pas de même en menuiserie extérieure suite à des difficultés techniques liées à la nature de l’amorçage photochimique et à des caractéristiques du matériau bois (instabilité dimensionnelle, porosité, réactivité chimique vis-à-vis des espèces radicalaires). L’application sur le matériau bois de formulations de finitions transparentes photosensibles très performantes sur des surfaces métalliques (par exemple carrosseries automobiles) conduit à des durabilités de protection insuffisante pour concurrencer efficacement des matériaux concurrents utilisés en menuiserie extérieure. La mise au point de systèmes amorceurs sensibles à la lumière visible peut également résoudre les difficultés liées à l’amorçage par la lumière UV qui ne peut être réalisé qu’en atelier. La possibilité d’un séchage par la lumière solaire rendrait l’utilisation des formulations photosensibles aussi souple que l’application des finitions traditionnelles pour la protection en extérieur. Ce procédé d’amorçage permet également d’envisager la rénovation de l’ouvrage sur site. Toutefois, ces produits liquides ne répondent pas toujours aux attentes du marché quant à la qualité du film de finition. De plus, leur application est fortement consommatrice d’eau et génère de nombreux déchets solides. Les revêtements de surface par poudrage, déjà utilisés avec succès pour la protection des surfaces métalliques, représentent une alternative aux formulations liquides utilisées actuellement. En effet, les finitions « poudres » présente de nombreux intérêts comme : l’absence totale de solvant, la possibilité de récupérer et de réutiliser la poudre qui n’est pas déposée sur le support (rendement élevé avec peu de déchets), la bonne qualité du film de finition, le coût d’application inférieur à celui d’une formulation liquide (une seule couche est suffisante) et la compacité des installations de poudrage. Des études récentes ont également montré que les consommations d’énergie lors de la fabrication et de l’application d’une finition « poudre » sont du même ordre que pour les finitions liquides à séchage UV à 100% d’extrait sec (pour des performances équivalentes du film de finition). La mise au point de formulations « poudres » polymérisant à basse température et aux UV a rendu possible l’application d’une telle finition sur des supports sensibles à la chaleur tels que le bois. Une optimisation du procédé par voie sèche de revêtement par poudrage des ouvrages en bois massif ou en composite à base de bois en milieu intérieur ou extérieur est actuellement étudiée en laboratoire. En plus de leur efficacité pour améliorer la durabilité du support qu’ils protègent, les revêtements de surface de demain devront répondre aux nouvelles exigences des consommateurs. Suivant les applications, il devient nécessaire de réaliser des finitions dont les propriétés peuvent avoir des caractéristiques variées et ainsi s’orienter vers des finitions dites « intelligentes », qui, tout en assurant leur rôle de protection de surface, auront la capacité de défendre activement et durablement le bien-être, la santé, le confort, etc. ... Cette fonctionnalisation des finitions « poudres » est actuellement étudiée en laboratoire en appliquant deux méthodologies différentes : - Ajout d’additifs dans la formulation à l’état de poudre, sous forme nanodispersée, avant la réticulation de la finition, - Traitement du feuil sec après sa polymérisation pour permettre un greffage de microcapsules contenant les principes actifs. Mots clés : finitions photopolymérisables, COV, amorceurs photochimiques, composite de surface, durabilité des systèmes boisfinition, finitions « poudres »

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DEVELOPPER LES EMPLOIS DU BOIS ET DES MATERIAUX DU VEGETAL POUR LIMITER LA CONSOMMATION D’ENERGIE FOSSILE Jean GERARD, Patrick LANGBOUR, Daniel GUIBAL Unité de Recherche Biomasse, Bois, Energie, Bioproduits (BioWooEB) France

Abstract ▬ L’essentiel de la biomasse produite à la surface du globe (12.10 11 t/an) est constituée de lignocellulose, la part de saccharose et d’amidon étant beaucoup plus faible toutes proportions gardées (10 8t). Près de 80% de la biomasse lignocellulosique produite dans le monde est constituée par le bois (issu d’espèces à croissance secondaires) et les matériaux homologues élaborés par des espèces à croissance primaire à port arboré (palmiers dont cocotier, bambou...). La part restante correspond à la matière première lignocellulosique des plantes annuelles spécifiquement cultivées pour leurs fibres (coton, lin, chanvre…) et surtout des co-produits de plantes cultivées à d’autres fins (pailles et tiges de céréales ou d’oléagineux, bagasses…). Une partie des fibres issues de ces co-produits est valorisée pour des applications multiples autres que la production d’énergie : pâte à papier, biomatériaux, bioproduits. Ces applications sont parfois limitées par la grande variété de répartition celluloselignine-hémicellulose et de structure de ces biopolymères. Leur développement se heurte aussi au manque d’organisation de la collecte et du transport de ces fibres ainsi qu’à la fréquente nécessité de les abandonner sur place après récolte afin de maintenir la fertilité des sols. La contribution des matériaux du végétal (ou matériaux ligneux) à la limitation de l’emploi des énergies fossiles se décline à plusieurs niveaux : (i) par comparaison aux autres matériaux, leur élaboration et leur mise en œuvre nécessite très peu d’énergie, (ii) les matériaux du végétal stockent du carbone durant leur phase d’élaboration et le conserve durablement après leur mise en œuvre, ceci sur toute la durée de vie des produits fabriqués ; (iii) des gains d’énergie supplémentaires sont générés par des circuits de transport courts lorsque ces biomatériaux sont mis en œuvre localement à la place de matériaux importés. La valorisation en énergie d’une biomasse végétale ne peut être envisagée de façon économiquement satisfaisante que si la fraction matériau de cette ressource est valorisée de façon complète dans des utilisations à plus haute valeur ajoutée (i.e. sous forme de matériaux), si possible localement et notamment dans l’habitat. Les sous-produits ou coproduits à vocation énergétique directe sont alors obtenus à plus faible coût. Les filières Matériaux ligneux et Bioénergie d’origine lignocellulosique forment un continuum lié au stockage du carbone dans la matière première puis à son utilisation à des fins énergétiques en fin de vie, intégrant la production de carbone végétal dont certaines applications se situent à mi-chemin entre biomatériaux et bioénergies.

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Structure, Microstructure and Properties of Materials for Hydrogen Energy M. Bououdina 1, 2 1

Nanotechnology Centre, University of Bahrain, Kingdom of Bahrain

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Department of Physics, College of Science, University of Bahrain, Kingdom of Bahrain

Abstract▬Structural modifications (substitution, interstitial, doping) of materials induce important changes into material’s properties. Similarly, microstructural modifications (composites, size reduction, defects, imperfections) also introduce changes to material’s properties, thereby nanostructured materials have diverse tunable properties as a function of size and shape due to strong quantum confinement effects and large surface/volume ratio. The search of renewable and clean energy attracted great attention from politicians as well as scientists, due to several factors including global warming, health problems and high oil prices. Hydrogen (H 2) is very promising as clean and renewable energy resource; therefore its use will improve significantly air quality, health as well as prevents global warming, usually caused by fossil fuels. H 2 has been stored as pressurized gas (high pressures vessels and risk of explosion) and as liquid using cryogenic vessels (energy of liquefaction, leaks), or an atomic “solid”, e.g. in the form of a hydride (high density, reversible, safe, etc). H2 Storage Materials (HSM) synthesised at the nanoscale regime attracted great attention in recent years due to their high-density H2 reversible storage and improved thermodynamic properties including enhanced kinetics and cycling. In this paper, several types of materials subjected to both structural and microstructural modifications will be presented and discussed in terms of synthesis route, characterizations (XRD, SEM/EDS, TEM, XPS, TGA, PCT, etc) and the obtained thermodynamic properties, including: conventional intermetallic hydrides such AB 2 Laves Phases, Mg-based materials and carbon nanostructures. Finally, NiTi hydride nanophase was studied as potential Lithium storage electrode for rechargeable lithium-ion batteries will be presented.

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DURABILITE DES PROPRIETES MECANIQUES DES GEOMATERIAUX POUR LA CONSTRUCTION

BLANCHART P. 1, SORGHO B. 2, ZERBO L. 2, GUEL B. 2, KEITA I. 3, DEMBELE C. 3, PLEA M. 3 , SOL V. 4, GOMINA M. 5 1 GEMH, ENSCI, 12 Rue Atlantis, 87068 Limoges, France, [email protected] 2 U.F.R.-S.E.A, Université de Ouagadougou, Burkina Faso 3 FAST, Université de Bamako, Mali 4 LCSN, Université de Limoges, France 5 CRISMAT, ENSICAEN, Caen, France Abstract ▬Les géomatériaux argileux pour la construction sont largement utilisés dans les constructions traditionnelles ou modernes, bien que leurs propriétés mécaniques et la durabilité de ces propriétés soient des aspects limitants. L'optimisation des propriétés à long terme est indispensable dès lors que les techniques de construction et les conditions atmosphériques peuvent changer fortement en fonction de l'environnement. La résistance mécanique des géomatériaux est principalement contrôlée par l'effet liant des argiles plastiques, qui est réversible avec l'eau, mais qui dépend de la composition minéralogique, des caractéristiques microstructurales et du processus de fabrication. En plus du rôle de l'argile liante, la résistance mécanique et sa variation avec l'humidité peuvent être améliorées par l'ajout de divers additifs, dont les composés tanins extraits à partir de composés végétaux. Ceci est dû à la formation de complexes chimiques entre les tanins et les hydroxydes de fer associés aux argiles. Dans cette étude, des mélanges optimisés de sables et d'argile associée aux tannins ont été réalisés et mis en forme par pressage de blocs. La microstructure des matériaux est de type composite granulaire. Les propriétés mécaniques ont été caractérisées par compression et par fluage pendant 21 jours sous 0.2MPa (équivalent à 8m de mur). La caractérisation du fluage est très représentative de la contrainte réelle subie par un matériau de construction. Cet essai a mis en évidence un comportement complexe avec des étapes successives de déformation. La simulation des courbes de fluage met en évidence le rôle de l'humidité et des additions de tanins. La nature multi-étapes des courbes de fluage est due à une déformation lente et continue de la matrice argileuse et d'un processus lent de micro-fissuration localisé aux interfaces des grains de sable. Ce processus est accentué par la forme anguleuse des grains, leur taille et leur distribution, qui influencent la répartition des contraintes dans la matrice argileuse. La simulation du processus de fluage met aussi en évidence un effet de vieillissement similaire à celui observé avec les roches et les bétons, mais avec une cinétique accentuée. La distribution des liaisons internes dans la microstructure évolue avec le temps sous l'effet de la contrainte permanente, conduisant à l'affaiblissement de la résistance mécanique à long terme. Bien que la cinétique de ce processus dépende principalement de la nature de la matrice argileuse, il semble inéluctable et conduit à la dégradation à plus ou moins long terme des matériaux.

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SCIENCE ET GENIE DES MATERIAUX Liants, Bétons, verres, céramiques, Métaux


CIMDD (No.I-1-5) 2013 Preparation and characterization of phosphate glass system A2MnMP2O10 (A= Li, Na, K) and (M= W, Mo) M. Moutataouia1, M. Lamire1, M. Taibi2 1

Université Hassan II, Laboratoire de Physico-Chimie des Matériaux Inorganiques, Faculté des Sciences Aïn Chock, Casablanca, Morocco. [email protected] 2 Univérsité Mohammed V Agdal, Laboratoire de Physico-Chimie des Matériaux, ENS Avenue Mohamed Bel Hassan El Ouazzani, BP : 5118. Takaddoum - Rabat Maroc

ABSTRACT▬ New materials based glassy phosphates and transition elements A2MnMP2O10 (A = Li, Na, K) and (M = Mo, W) were prepared by direct fusion of the mixture of the reactants followed by quenching in the air. Analysis by X-ray diffraction showed that the obtained materials are amorphous. Differential scanning calorimetry DSC was used to determine the glass transition (Tg) and crystallization (Tc) temperatures. The thermal stability of tungsten glasses is higher than that of molybdenum ones. Tungsten plays, certainly, a role of cross-linking polyphosphate groups by creating more covalent new bonds P-O-W and W-O-W. Moreover, it has been shown that lithium glasses are more stable than sodium and potassium, probably due to the potassium hygroscopy. Raman analysis confirms that the studied glasses have similar structures and the predominant structural units are PO4, P2O7 and MO6 polyhedra (M = W, Mo, Mn). Keywords: Phosphate Glasses - Transition Elements - Thermal Stability - X-Diffraction - Raman Spectroscopy

CIMDD (No.I-2-19) 2013

Elaboration d’un nouveau liant magnésien par une dolomie locale

R. Marouf1, F. Ouadjenia1, F. Zahaf1 1

Laboratoire de Matériaux, Applications et Environnement, Université de Mascara, Algérie [email protected]

RESUME▬ La décomposition de la dolomite sous l’effet de la chaleur, libère l’oxyde de magnésium en plus de carbonate de calcium. L’obtention du MgO à partir d’une dolomie provenant de Ouled Mimoun (Tlemcen, Algérie) se fait à la température de 800°C pendant une heure de traitement. L’hydratation de la dolomie caustique par MgCl2 donne un liant fort et dur, révélé par les tests de la résistance à la compression. L’ajout de la pouzzolane au liant magnésien s’est avéré bénéfique car les résistances mécaniques développées par ce dernier sont acceptables. Les échantillons à base de Triple super phosphate et de l’Urée présentent de bonnes résistances et un durcissement rapide. Mots clés: dolomie, calcination, hydratation, ajouts, résistance à la compression.

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CIMDD (No.I-2-42) 2013

Apport des paramètres magnétiques à l’identification des minéraux magnétiques des sols dans l’étude de l’état de stabilité des sols A.Aboutaher1, S.Bouhlassa1, F.Leveque2 1

Laboratoire de Radiochimie et Environnement. Faculté des Sciences. Université Mohammed V Agdal Rabat Maroc. [email protected] 2 Centre européenne de recherche de géoscience de l’environnement CEREGE. Aix en Provence France

RESUME▬ Les paramètres magnétiques mesurés sur un volume constant de sol ou sédiment non perturbés reflètent et/ou traduisent les interactions entre un nombre considérable de grains magnétiques dont la nature, la taille, la forme et la concentration varient. Ces grains porteurs d’aimantation sont des constituants intrinsèques des sédiments et sols. L’identification et la caractérisation des minéraux magnétiques, porteurs d’aimantation sont essentielles aussi bien dans l’examen des mécanismes d’acquisition de la rémanence et sa précocité que dans le traçage ou le suivi des transports des sédiments et de l’évolution des sols (Bouhlassa et Aboutaher 2006). Pour ce fait, le suivi de l’évolution des propriétés magnétiques à travers les horizons des sols, en particulier le superficiel, nécessite la connaissance précise des minéraux magnétiques, porteurs de l’aimantation, qui constituent ses sols. Pour cette identification, des mesures de susceptibilités magnétiques, d’aimantation rémanente isothermes ARIp et anhystrétique ARA, des tests de désaimantation thermiques et en champ alternatif et des analyses thermomagnétiques, sont effectués sur les échantillons de sols et analysés de façon systématique. Mots clés : Paramètres magnétiques, minéraux magnétiques, Taille des grains magnétiques

CIMDD (No.I-2-45) 2013

Comportement des bétons autoplaçants : effet du type de l’addition minérale M. Meziani1, N. Chelouah1 1

Department genie civil, Université A. Mira. Targa Ouzemour, Bejaia, 06000, Algérie. [email protected]

RESUME▬ Les bétons autoplaçants sont des matériaux caractérisés par une composition très complexe en utilisant, outre la panoplie classique des granulats et du ciment, des additions minérales et des adjuvants superplastifiants. Cependant, une question reste posée : les bétons autoplaçants à des compositions qui ne diffèrent que par le type de l’addition minérale, présentent-ils des comportements semblables à l’état frais et durci ? L’objectif du présent travail est de répondre clairement à ce problème. A cet effet, deux bétons ont été formulés en utilisant un même squelette granulaire, deux additions minérales et un ciment portland CPJ- CEM II /A 42,5 tout en conservant le dosage en eau et en superplastifiant. Les résultats des essais menés dans les domaines physico-mécaniques ont montré une large différence entre les deux compositions de béton. En effet, le béton de microsilice a présenté une résistance mécanique en compression meilleure que celui du filler calcaire mais un retrait libre de dessiccation assez important. Mots clés: Microsilice, filler calcaire, résistance en compression, retrait de dessiccation.

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CIMDD (No.I-2-52) 2013 Étude du comportement d’un béton Autoplaçant à base de sédiment de dragage vis-à-vis du retrait N. Bouhamou1, F. Mostefa1, N. Belas1, A. Mebrouki1, Z. Boukhlif1 1

Laboratoire Construction, Transport et Protection de l’Environnement, Université Abdelhamid Ibn Badis de Mostaganem, Mostaganem, Algérie. [email protected]

RESUME ▬ Dans le monde des millions de mètres cubes de sédiments sont dragués chaque année dans les barrages et retenues comme une procédure d’entretien et prévention. Ces sédiments dragués sont considérés comme des déchets naturels causent un problème environnemental, écologique et même économique dans leur traitement et mise en dépôt. Néanmoins dans le cadre de la politique du développement durable, une voie de gestion s’est ouverte visant la valorisation des sédiments en tant que matériau de construction et plus particulièrement comme nouveaux liants pouvant être exploités industriellement et ayant pour intérêt l'amélioration des caractéristiques physico-chimiques et mécaniques des bétons. La présente étude s’inscrit dans le cadre des travaux de recherches menés au département de génie de l’université Abdelhamid Ibn Badis de Mostaganem, en ce qui concerne l’influence de la vase draguée du barrage de Fergoug sur le comportement du béton autoplaçant à l’état frais et durci à savoir les performances mécaniques des BAP d’une part et son impact sur les déformations différées ( retrait) d’autre part Elle a pour objectif de valoriser cette vase dans le BAP et de mettre en évidence les éventuelles interactions entre constituants. Les résultats obtenus offrent de belles perspectives pour optimiser des BAP à base de vase calcinée. Mot clés : sédiment, calcination, valorisation, bétons autoplaçant, état frais, état durci, retrait

CIMDD (No.I-2-69) 2013

Silica-alumina refractory synthesis based on Moroccan granitic geo-materials C. Sadik1, I. El amrani2, A. Albizane1 1

Department of Chemistry, Faculty of Science and Technology, University Hassan II, Mohammedia – Casablanca. Morocco. [email protected] 2 Department of Earth Sciences, Geomaterials and Geoenvironment Team (GeoM&E), Scientific Institute, University Mohammed V Agdal, Rabat, Morocco.

ABSTRACT▬Andalusite rich schist until now has not been utilized to produce refractory. In this work, refractory materials were elaborated from alumina-silica geomaterials related to granitoids and their direct surrounding rocks (kaolin clay and andalusite riche schist). Characterization evolution on heating was investigated in a composition (80% kaolinitic clay, 20% andalusite rich schist). The evolution of mullite was examined by SEM and DRX. The thermal shock test showed that the refractory sample has a good thermal shock resistance. Keywords: Kaolin; Mullite; Microstructure; Andalusite; Firing

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CIMDD (No.I-2-81) 2013 Comportement des Mortiers avec Fibres Polypropylène à Températures Elevées Ezziane Mohammed1, Laurent Molez2, Jauberthie Raoul2, Kadri Tahar1 1

Laboratoire LMPC, Université de Mostaganem-27000, Algérie. [email protected] Laboratoire GCGM, INSA – Université Européenne de Bretagne, France

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RESUME▬Le comportement de 2 matériaux cimentaires, non fibré et avec des fibres de polypropylène, est analysé avant et après traitement thermique afin de simuler l’effet d’un incendie. A température ambiante et après des chauffages au four inférieurs à 500°C, la présence de fibres améliore nettement les résistances en flexions. Au-delà de 500°C, les résistances en flexion sont plus faibles pour les matériaux fibrés. Des observations similaires sont faites pour l’énergie de fissuration. L’amélioration décroît progressivement pour s’annuler à 400°C. Au-delà de cette valeur, l’introduction de fibres poly propylène entraîne une diminution de l’énergie de fissuration. Un test à la flamme est mis au point. L’évolution du gradient de température à l’intérieur des échantillons est suivie et, en fin d’exposition, le comportement mécanique des mortiers est comparé à l’aide d’un essai de poinçonnement. Lors des essais à la flamme après refroidissement, la résistance du mortier fibré est nettement plus faible que celle du mortier sans fibres. Mots clefs: Fibres polypropylènes, Température, Incendie, poinçonnement.

CIMDD (No.I-2-93) 2013

Innovative reinforced foam-glasses designed for building indust R. Benzerga1, F. Benhoua2, V. Laur3, L. Le Gendre1, A. Ayadi2, A. Sharaiha1 1.

IETR, UMR CNRS 6164, Université de Rennes 1, IUT de Saint-Brieuc, 18 rue Henri Wallon, 22004 Saint-Brieuc, France. ([email protected]) 2. UR/MPE, Faculté des Sciences de l’ingénieur, Université M’Hamed Bougara de Boumedes. Avenue de l’Indépendance, Algérie. 3. Lab-STICC, UMR CNRS 6165, Université de Bretagne Occidentale, 6 av. Le Gorgeu, 29238 Brest, France.

ABSTRACT▬ Meeting a growing societal demand, building industry is looking for an insulation material which could simultaneously screen sound, heat and electromagnetic (E.M.) waves. This work concerns the development of a lowcost composite combining a porous matrix (foam-glass: thermally and acoustically efficient) to an E.M. absorbent material (Carbon fibers). The influence of the synthesis parameters on the E.M. performance will be presented. Keywords: Foam-glass, Electromagnetic attenuation, Dielectric microwave, Recycling, Insulation

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CIMDD (No.I-2-135) 2013 New Bio Ceramic Support Membrane from Animal Bone

N. El Baraka2*, N.Saffaj1,2*, R.Mamouni2, M. El Haddad4, A. Laknifli2, S. Alami Younssi3, M. Aboulkacem1, A.Roudani1 1

University IbnZohr, Faculty Polydisciplinaire Ouarzazate, B.P 638, Ouarzazate, Morocco.( [email protected] ) University IbnZohr, Faculty of Sciences, BP 8106 - Cite Dakhla, Agadir, Morocco. 3University Hassan II, Faculty of Sciences et Techniques Mohammedia, BP 146, Mohammedia, Morocco. 4 University Cadi Ayyad, Faculty Poly-disciplinaire de Safi, , Safi, Morocco. 2

ABSTRACT▬ The present work focus the study of cortical bone animal subjected to synthesis of porous ceramic support for microfiltration and ultrafiltration membrane. This material has been dictated by their abundance (low price) and their beneficial properties. The support, with flat configuration, was prepared from bone animal (usually of bovine origin): after treatment of animal bone at high temperature, the powder obtained was crushed, sieved to 125 μm and mixed with organic additives and water. The obtained paste was then extruded to elaborate a porous structure. The firing temperature of the support is 1300°C. After firing, the elaborated support showed an average pore diameter in the region of 0.1-1μm and a porosity of 15.7%. The average support permeability determined using pure distilled water is 1540 L/h m² bar. This porous ceramic tube will be used as support to prepare microfiltration and ultrafiltration membranes which were tested for the filtration. Keywords: Ceramic support; Animal bon; Membrane; Microfiltration; Wastewater treatment

CIMDD (No.I-1-140) 2013

PHYSICO-CHEMICAL STUDY OF FLY ASH FROM THE INCINERATION OF EXPIRED DRUGS AND THEIR LEACHING BEHAVIOR AIT AHSENE-AISSAT. F 1, HACHEMI. M 1, ARIBI-C1, CHIBANE S2 1

Unité de recherche matériaux, procédés, environnement (UR-MPE), M’Hamed Bougara Boumerdes University. ([email protected] ) 2 ECFERAL, El Harrach.

ABSTRACT▬The aim of this study is based on the evaluation of physical and chemical properties of fly ash of expired drugs for use in concrete. Applying the criteria of “clean technology processes”, this present work contributes to aid the Algerian concrete industry in the development of alternatives to land disposal. The originality of this work is that it has never been the subject of any investigation in the field of valorization, contrary to the coal fly ash. Moreover, the concept of valorization is above all, a procedure allowing the assurance of the sustained development. In this fact, our interest focused on fly ash from the incineration of expired drugs (FAD) supplied by an Algerian company. Depending on the type of installation, operation mode, the technique of flue gas treatment, and the nature of the waste, this byproduct will have properties different from those of other ashes. Granulometric measures on raw fly ash showed that a large proportion of ash ranges between 100 - 300 microns, giving a Blaine specific surface area (SSB) of 3667cm2 / g . The complete chemical analysis, the crystallographic characteristics of samples, and a detailed composition of heavy metals were determined by X-ray fluorescence spectrometry (XRF) and X-ray diffraction analysis (XRD). The obtained results showed that, depending on the mineralogical and chemical composition, the FAD has pozzolanic properties and is potentially useful as mineral additive in cement. Complementary techniques such as the measurement of moisture ash by drying at 105 ° C, the loss on ignition (PF) by calcination at 1000 ° C. The morphology of the ash particles (SEM) and thermogravimetric analysis (TGA-DTA) were also carried. The leaching behavior of different sizes particles of FAD at alkaline pH and acid (pH = 4) showed that the concentrations of leachable heavy metals are below international standard, which justifies their possible valorization. Keywords:

Fly ash - Physico -chemical characterization – Leaching - Pozzolane.

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CIMDD (No.I-1-147) 2013

Etude et caractérisation des verres silico-sodo calcique élaborés à base des sables issus de différentes régions algériennes Dalila KSOURI 1, Djoudi MERABET 2, Nedjima BOUZIDI 3 1

Département de Génie des Procédés, Faculté de technologie, Université A.MIRA-Béjaia, Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés, Algérie. ([email protected] )

RESUME▬ L’objectif de cette étude est la réalisation des verres silico-sodo-calcique à partir des sables issus de différentes régions algériennes (côtière et dunaire), ces sables sont mélangés à d’autres matières premières, telles que le calcaire, le feldspath, la dolomie, le carbonate de sodium, sulfate de sodium, charbon et l’oxyde de fer. Les proportions en matière première dans le mélange de la masse verrière sont similaires à celles utilisée dans une usine industrielle de fabrication du verre. A base de chaque sable (GO, Boussaâda, Tébessa, Sig, Skikda), les verres type verres plats sont élaborés sur les plaques en réfractaire à défauts de creusets en platine. Afin de voir l’influence de la température sur la cuisson des verres, ceux-ci sont élaborés à différentes températures (1200°C, 1300°C, 1400°C et 1500°C). Pour permettre la fusion du mélange vitrifiable, les sables et les matières premières sont d’abords broyés. Les verres élaborés sont caractérisés par la diffraction des rayons X (DRX), les observations au microscope optique et au microscope électronique à balayage (MEB) et des analyses thermiques différentielles (ATD). Mots clés: Sables, Verres plats, DRX, ATD.

CIMDD (No.I-2-167) 2013

Impact du taux d’amortissement d’un système d’isolation LRB sur la réponse sismique d’un Bâtiment H.M. Ounis1, A. Ounis2, M.Z. Kaab3 1

Institut de Génie civil, hydraulique & archi. Université HadjLakhdar Batna ([email protected] ) Département de Génie Civil Université Mohamed Khider, Biskra 3 Centre universitaire Oued, 039000 Oued 2

RESUME ▬ Afin d'illustrer l'effet du taux d'amortissement du système d’isolation LRB sur la réponse sismique d'un bâtiment isolé, une vaste investigation en consiste en une étude paramétrique qui tient compte de la variation progressive du taux d'amortissement (08% à 35%) sous différentes excitations sismiques. En utilisant une analyse non linéaire par accélérogramme, les déplacements et les accélérations à différents niveaux du bâtiment isolé ont été examinés, les résultats montrent que l'efficacité de l'isolateur augmente avec le rapport d'amortissement au fur et à mesure qu’on se rapproche de la plage de 20 %. Au-delà de cette valeur, l'isolateur devient moins efficace Mots Clefs:Amortissement, Isolation à la base, Système LRB, Hystérésis, non linéaire

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CIMDD (No.I-1-173) 2013

Modèle de la Zone Cohésive pour L’étude de la Capacité Portante d’une Poutre en Béton Endommagée et Réparée Par matériaux composites K. HADJAZI 1, Z. SEREIR1, B. BOUHAMIDA2, H. ERROUANE1 1

Département de Génie Maritime, Faculté de Génie Mécanique, B.P. 1505 El M’Naouer, USTO, Oran, Laboratoire de structure de composites et matériaux innovants. Algérie. ([email protected] ) 2 Faculté de Génie Mécanique, B.P. 1505 El M’naouer, USTO, Oran, Laboratoire de structure de composites et matériaux innovants. Algérie.

RESUME ▬ Le renforcement à l’aide de matériaux composites des éléments structuraux ayant perdus une partie de leur capacité portante est un procédé prometteur car il permet de rétablir la résistance des poutres et des dalles et certains ouvrages d’arts. Cependant, un problème important est associé au renforcement en flexion des poutres en béton : le décollement de la plaque de renforcement engendré soit par le mauvais collage ou bien part le non respect de la proportionnalité entre les éléments de renforcement. Par la présente étude, un modèle analytique est proposé pour la détermination des contraintes interfaces en se servant d’un modèle basé sur une loi cohésive bilinéaire permettant d’analyser une poutre en béton fissurée puis réparée par matériau composite. Afin d’augmenter la capacité portante, réduire la flèche et limiter l’ouverture des fissures en assurant un meilleur comportement de cet élément, une étude paramétrique a été effectuée avec sucées. Les résultats obtenus ont montré l’efficacité du collage des matériaux composites concernant l’amélioration de la capacité portante des structures en béton armé ceci est traduit par une nette augmentation de la charge ultime de rupture et une importante réduction des déformations. Keywords: Matériaux composites, Béton, Renforcement, Fissure, Capacité portant, Contrainte d’interface.

CIMDD (No.I-1-173) 2013 Comportement des fibres de verre dans un milieu cimentaire

DJ. Aliouane1, A. Ayadi1, R.Chaid1, K.Chalah1, F.Benhaoua1 1

Unité de Recherché : Matériaux-Procédés et Environnement Faculté des sciences de l’ingénieur, Université M’ Hamed BOUGARA, Boumerdes. Algeria ( [email protected] )

ABSTRACT ▬ The purpose of this work is to study the behavior of the various types of glass fibres in the cement matrix. Three types of glass fibres were used (Rezal, Cem-fil and E type). To investigate the behavior of these fibres after the hydration of cement, we use the Strand In Cement (SIC) procedure method, in which the specimens are cured at hydrothermal conditions has been applied and the results were used to predict long term behavior of the glass fibers. To justify the results found by mechanicals tests, we can watch the results of SEM investigations of different type of fibres. Keywords: Behavior, Glass fibres, Cement matrix, accelerated test, microstructure

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CIMDD (No.I-2-199) 2013 Accélération du durcissement par traitement thermique des bétons contenant des additions minérales R. Derabla1, M. L. Benmalek2 1. 2.

Département de Génie Civil, université de 20 Aout 1955 Skikda ([email protected]) Laboratoire de Génie Civil et d’Hydraulique, université de 8 Mai 1945 Guelma

RESUME ▬ Le traitement thermique est largement utilisé pour accélérer le taux de gain de la résistance du béton préfabriqué. En général, les résistances finales du béton traité thermiquement sont inférieures à celles des échantillons de référence qui ont durci dans des conditions normales. Notre travail, d'ordre expérimental, a pour but d’étudier l’effet combiné de l’incorporation des additions minérales telles que le laitier granulé broyé et les fines de calcaire à des teneurs de 20 et 40% par rapport au ciment et du traitement thermique sur.les caractéristiques physiques (porosité et capacité d’absorption d’eau à l’âge de 28 j) et mécaniques (résistance à la compression à l’âge de 1, 28 et 180 j) des bétons élaborés. Le cycle de traitement thermique appliqué atteint une température maximale de 60 °C et une durée totale de 24 heures. Une comparaison est faite entre les bétons traités et un béton témoin sans addition et non traité. Keywords: Fine de calcaire, laitier granulé, traitement thermique, porosité, résistance

CIMDD (No.I-1-237) 2013

Influence de l’agglomération des grains du clinker dans le four sur les propriétés du cimen t Soumia Kabou1, Larbi Kacimi1*, Abdelhamid Ghomari2, Angélique Simon-Masseron3 1

Département de Chimie, Faculté des Sciences, Université des Sciences et de la Technologie d’Oran, B.P. 1505 El- M’Naouer, U.S.T.O., Oran, Algérie, ( [email protected]) 2 Département de Chimie Industrielle, Faculté des Sciences, Université de Mostaganem, Algérie. 3 Laboratoire des Matériaux à Porosité Contrôlée, CNRS UMR 7016, Université de Haute-Alsace, 3, rue Alfred-Werner, F-68093 Mulhouse cedex, France.

RESUME ▬ A l’échelle industrielle, les grains d’un même clinker présentent des compositions minéralogiques différentes. Ce qui est du au transfert non uniforme de la chaleur dans les fours rotatifs. En effet, les dimensions des grains dans les couches caractérisées par un faible échange thermique sont plus élevées. Cette étude a permis de mettre en évidence la relation entre la température de cuisson et les dimensions des grains du clinker sortant du four d’une part, et sa composition minéralogique d’autre part. Pour la réalisation de ce travail, deux clinkers industriels de deux cimenteries de l’ouest Algérien (Zahana et Béni-Saf) ont été sélectionnés. Trois fractions de dimensions différentes des grains (petite, moyenne et grosse) ont été prélevées de chaque clinker. L’examen des compositions minéralogique et chimique de ces fractions a montré que le taux d’alite ainsi que la quantité de phase amorphe diminuent avec l’augmentation de la grosseur des grains ; les grains de basse température de cuisson renferment moins d’alite.Le clinker à faible taux d’alite présente, selon les caractérisations effectuées par diffraction des rayons-X, microscopie électronique à balayage couplé à la microsonde et microscopie optique, une perturbation dans son réseau cristallin caractérisé par des cristaux désordonnés de taille réduite et de texture déformée. Ces caractéristiques ont permis d’améliorer l’activité hydraulique du clinker, examinée par les essais de chaleur de prise et de résistance mécanique. Les résultats obtenus montre qu’un clinker de gros grains, formé à des températures moins élevées, peut être caractérisé par de meilleures performances malgré qu’il engendre un faible taux d’alite. Mots clés : Clinker, Structure cristalline, Propriété hydraulique, Cuisson du clinker, Alite, Résistance mécanique.

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CIMDD (No.I-1-248) 2013 Étude de l’influence de l’ajout des silicates alcalins sur la porosite des mousses de verres élaborées à base de calcin Benhaoua.F1, Ayadi. A1, Benzerga. R2, Legendre. L2 1

Unité de recherche : matériaux, procédés et environnement, Université de Boumerdes – Algérie([email protected] ) Institut d’électronique et télécommunications de Rennes, Université de Rennes1- France

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RESUME▬ Les mousses de verre dont la porosité est très importante, sont comptées parmi les nouveaux produits verriers répondant à certains besoins de confort recherchés dans le domaine du bâtiment en particulier (l’isolation thermique et acoustique). L’étude consistera à déterminer l’influence de l’ajout des silicates alcalins sur la porosité et l’isolation thermique des mousses de verre élaborées par frittage à 850°C, ce qui ouvre la voie aux silicates alcalins à de nombreuses possibilités de débouches industriels et d’élargir leurs emplois qui sont très variés, de l'utilisation quotidienne (lessives et détergents) à la haute technologie (fabrication du verre expansé). L’ajout des silicates alcalins retenu pour cette partie d’étude est de 5, 10, 20, 30 et 40% par rapport à la charge de la mousse de verre. Des techniques physicochimiques d’analyses comme le MEB-EDS, la porosité, l’isolation thermique, et l’analyse thermique différentielle, ont été exploitées pour la caractérisation de ces mousses de verre. Les résultats obtenus de la microstructure démontrent clairement que l’ajout de silicates alcalins (SA) augmente la porosité de la mousse de verre ce qui donne une conductivité thermique faible et augmente son pouvoir d’isolation thermique. Mots Clés : verre expansé; recyclage; frittage; silicates alcalins, porosité.

CIMDD (No.I-2-249) 2013

Crystallization kinetics of A-Alumina and mullite-zirconia in BOEHMITE and zircon mixture H. Belhouchet1,2, M. Hamidouche3, N. Bouaouadja2, V. Garnier4, G. Fantozzi4 1 Département de Physique, Faculté des Sciences, Université de M’sila, 28000, Algérie. [email protected] Laboratoire des Matériaux Non Métalliques, I. O. M. P, Université Ferhat Abbas 19000 Sétif, Algérie. 3 Unité de recherche Matériaux Emergents, Université Ferhat Abbas 19000 Sétif, Algérie. 4 Université de Lyon, INSA-Lyon, MATEIS CNRS-UMR 5510, 69621 Villeurbanne, France. 2

ABSTRACT▬ The crystallization kinetics of α-alumina and mullite-zirconia formation in boehmite and zircon mixture was investigated by dilatometry, XRD and SEM. The powder of boehmite was obtained from partial dehydration of a gibbsite. As-received, raw materials were weighed to produce the 3:2 alumina: silica stoïchiometric mixture. All raw powders have been ball milling, isostatically pressed and then sintered at different temperatures. The dilatometer conducted at heating rates of 5, 10, 15 and 20°C/min showed two expansions at about 1350 and 1500°C associated with α-alumina formation from θ-alumina and mullite crystallization respectively. The non-isothermal activation energies for α-alumina formation and mullite crystallization were calculated by the Kissinger method. The results showed mullite crystals with a dominant bulk nucleation in the mullite crystallisation. This latter is followed by three-dimensional growth of mullite crystals with polyhedron-like morphology. Keywords: Mullite, Kinetics of formation, Phase transformation, Activation energy, Dilatometry.

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CIMDD (No.I-2-252) 2013

Les bétons autoplaçants renforcés par un fibrage multi-échelle : de la formulation au comportement mécanique N. Haddadou1, R. Chaid2, M. Bouzoualegh1, M. Souici1 1

CNERIB, Cité Nouvelle El Mokrani, Souidania, Alger (Algérie), [email protected] Unité de recherche : Matériaux-Procédé et Environnement, Université de Boumerdès, Algérie

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RESUME ▬ Cette étude s’inscrit dans le cadre de la recherche de l’amélioration des performances des bétons autoplaçants fibrés (BAPF) avec fillers. L’objectif principal est de caractériser le comportement mécanique jusqu'à rupture de ces bétons dont la taille (longueur) des fibres utilisées n’est pas uniforme contrairement à la pratique courante. Pour ce faire, et partant d’un pourcentage total fixe en fibres métalliques, différentes compositions de bétons ont été préparées. Le dosage en fibre de chaque composition résulte de la combinaison de dosages complémentaires en fibres courtes et moins courtes, dont l’association peut conférer au béton des performances additionnelles. Les résultats obtenus, en termes de résistance à la traction par fendage, résistance à la compression et vitesse de propagation de l’onde longitudinale, montrent une amélioration non négligeable de ces propriétés. Mots clés: BAP, fibres, fillers, marbre, compression, traction.

CIMDD (No.I-1-293) 2013

The effect of alkaline treatment on the female short date palm tree fiber I.Haddadou1, S. Amirou1, A. Zerizer1, H. Aknouche1 1

Unité de Recherche : Matériaux-Procédés & Environnement (UR-MPE) - UMBB - Faculté des sciences de l’Ingénieur, Cité Frantz Fanoun, 35000, Boumerdes Algérie ([email protected])

ABSTRACT ▬ The date palm fiber is one of the common waste fibers and abundantly available in the African and Middle East countries. In recent years, a rapid growth occurred in the consumption of fibers, which are comprised of cellulose, due to their light weight, high performance, availability, low cost, nonabrasive, nontoxic, biodegradable properties, low energy inputs in their manufacture and easily recycled. Only few studies were reported on polymers reinforced with lignocellulosic fibers obtained from palm tree. Knowledge of the physic-chemical properties of natural fibers is important to be required in order to optimize the composite performance. There are many types of treatments used to improve the fiber surface to modify the strength of the fiber-matrix interface which provides an effective improvement on mechanical and physical properties of composites. Chemical treatment is the most common procedure used to improve the adhesion with a polymer matrix as studied by many researchers. Alkali treatment processes is cost effective and has been widely used to improve natural fiber surface properties, and composites properties. Raw short date palm tree fiber (SPTF) underwent an alkali treatment and was performed at 80 °C for 48 hours. The thermal analysis of treated and untreated SPTF was investigated while Scanning Electron Microscopy and Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy (SEM-EDS) were used to assess morphological modifications of the fiber before and after treatment. Keywords: alkali treatment, Short palm tree fibers, SEM-EDS, thermal analysis.

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CIMDD (No.I-1-304) 2013 Effet de la fume de silice sur la rhéologie des mortiers en présence d’un superplastifiant M. Adjoudj1, 2, K. Ezziane2, El. Kadri3 1

Centre universitaire de Tissemsilt, 38000 Tissemsilt (Algérie) ([email protected]) Laboratoire Géomatériaux, Université Hassiba Benbouali Chlef, Algérie 3 Laboratoire L2MGC, Université de Cergy Pontoise, France 2

RESUME▬L’étude des propriétés rhéologiques des pâtes de ciment et des bétons est largement documentée dans la littérature depuis les années 90 [1]. Relativement, peux d’études fondamentales traitant l’effet des additions minérales et organiques sur la rhéologie des matrices cimentaires ont toutefois été menées. La majorité de ces travaux concernent surtout la comparaison des maniabilités des pâtes ou bétons contenant des additions. Pourtant, il reste encore beaucoup de points à élucider et à comprendre. Aujourd’hui, il est encore difficile de connaître, à partir des seules propriétés d’un nouveau matériau, son effet sur le comportement du béton frais lorsqu’il est ou non couplé à un superplastifiant. Les résultats montrent que l'ouvrabilité du béton est très sensible à la nature du couple superplastifiant/liant et que la fumée de silice agit favorablement sur la rhéologie et sur la perte d'affaissement du mortier au cours du temps, lorsqu'elle est ajoutée en teneur voisine de 10%. Ceci permettra de sélectionner les dosages optimaux pour les ciments les plus performants, aussi bien du point de vue ouvrabilité que du point de vue durabilité. Mots-clés : Rhéologie, Ciment, Seuil de cisaillement, Viscosité, Additions minérales, Superplastifiant

CIMDD (No.I-1-308) 2013

Shaving and characterization of a nanocrystalline apatite for use in bone surgery DEBBAKH S.1, CHEMANI H.2, DOKHAN N.3 1, 2, 3

Research Unit, Materials, Processes and Environment, Department of Materials Engineering, Faculty of Engineering Sciences University M'Hamed Bougara Boumerdes Algeria ([email protected])

ABSTRACT ▬ The implantation of biomaterials for bone reconstruction with minimally invasive surgical techniques requires synthetic and resorbable bone substitutes. This is why controlling the properties of these biomaterials is essential. The nanocrystalline apatitic calcium phosphates play a crucial rule in calcified tissues and biomaterials. In addition, the protocol work is based on two steps. As a first step, we are interested in the synthesis of hydroxyapatite powder by chemical means. The second time, it is a step that has been focused on the characterization of biomaterial in which its use was intended for two types of uses: bone filling and recovery of bone prostheses. Hydroxyapatite has undergone different heat treatments at different temperatures. Worn primarily calcining and sintering. The techniques used for the characterization of biomaterial are synthesized: The diffraction of X-rays (XRD) clearly indicates the presence of characteristic peaks of apatite crystals, the infrared absorption spectroscopy (IR) indicates the presence of apatite network, the Analysis thermal (TGA / DTA) and scanning electron microscopy SEM, confirming the contribution of this biomaterial in favor of bone reconstruction. Keywords: Synthetic, biomaterial, hydroxyapatite, bone filling

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CIMDD (No.I-2-310) 2013

L’utilisation des bétons de sable dans la réparation mince des structures Karima. Gadri1, Abdelhamid. Guettala2 1

Laboratoire de recherche de génie civil (LRGCB), université de Biskra, (Algérie) ([email protected])

RESUME ▬ La réparation d’un élément en béton fait généralement intervenir deux matériaux très différents. La mise en place d'un béton jeune sur un support de béton plus ancien provoque différents types de problèmes, liés à la compatibilité déformationnelle des deux matériaux en contact. Cette compatibilité n'étant jamais parfaitement assurée, la recherche du matériau développant la meilleure adhérence au support était notre objectif. Les bétons de sable font partie des matériaux de construction permettant de valoriser des ressources naturelles en sable. Le caractère non fissurant du béton de sable et son faible module d’élasticité, justifie notre choix pour l’utiliser comme matériau de réparation. Dans ce travail on va présenter 03 séries de béton de sable formulés à partir d’un choix fixe du dosage en ciment, on substitue des quantités déterminées de sable par du filler calcaire on se base sur l’optimisation de la compacité du squelette granulaire. En fin on varie au rapport E/C afin d’avoir la maniabilité estimé. Après un choix optimal de la composition performante ; des mesures de retrait ont été effectués. On a pu enregistrer une amélioration significative des caractéristiques mécaniques ainsi la diminution du retrait. Une application de réparation sur des éprouvettes dégradées par quelques compositions performantes de BS, a permis de constater une bonne capacité d’adaptation déformationnelle du BS au substrat en BO. Mots clés : Béton de sable, filler, latex, compacité, retrait de séchage, réparation mince.

CIMDD (No.I-1-329) 2013 Simulation and characterization of current-voltage-based HEMT AlGaN / GaN structures N. Mordi1, M. Chellali1, Z. Benamara1 1

Laboratory of Microelectronic Applied (AMEL), University Djillali Liabés, B. P. 89, Sidi-Bel-Abbès 22000, Algeria ([email protected])

ABSTRACT▬ In recent years, the HEMT (High Electron Mobility Transistors) based on the compounds III-V nitride been the subject of intense research and investigation. These have shown the efficiency of this component in applications microwave requiring voltages and high output. On both these high electron mobility’s and operation at high temperatures required for some devices, transistors HEMTs given hope for applications as diverse such as HF radar transceivers, terrestrial communications, and satellite communications. In the HEMT electron transport is affected in the vicinity of an interface between a large-band gap material heavily doped and a lightly-doped material The field effect transistors HEMT type based on gallium nitride have many advantages (high breakdown voltage, operating in the microwave range, excellent thermal conductivity...). In this study we presented the characteristics of the component-based GaN, and we present a simulation using one of these characteristics Silvaco software Keywords: HEMT, nitride, compounds III-V, heterojunction, MESFET, GaN HEMTs.

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CIMDD (No.I-1-345) 2013

Etude de l’influence de la teneur en fibres métallique sur les caractéristiques rhéologique et mécaniques des bétons autoplaçants fibrés K. Benfadel1 , F. Djematene1, R. Bousbaine1 , A. Benmounah1 1

UR-MPE : Unité De Recherche Matériaux, Procédés Et Environnement Université M’hamed Bougara Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Cité Frantz Fanon, 35000, Boumerdès, Algérie ([email protected])

RESUME▬Le béton est un matériau de construction qui trouve son champ d’utilisation dans pratiquement tous les domaines du génie civil. Il se comporte comme un matériau fragile nécessite un renforcement par des armatures ou par des fibres. L’objectif de cette étude est de formuler un béton autoplaçant(BAP) avec l’utilisation d’un nouvel adjuvant (Aeternum 3) et avec incorporation des fibres métalliques à des déférentes teneurs afin de connaitre l’influence de la teneur de ces fibres sur les caractéristiques rhéologiques (à l’état frais) et sur les propriétés mécaniques (à l’état durci) du béton autoplaçant fibré. Pour réaliser ce travail on a élaboré déférentes compositions de béton le premiers est un béton autplaçant sans fibre puis on incorpore une quantité de fibre commençant par 0.25% puis 0.5%, 0.75% et finalement à 1.0%. Ces compositions sont caractérisées à l’état frais pour vérifier les propriétés rhéologiques avec et sans fibre par l’essai d’étalement au cône d’Abrams et l’essai de compacité de compactage ainsi que à l’état durci afin de montrer l’effet des fibres sur le comportement mécanique des différents bétons élaborés. Les résultats d’écrasement des éprouvettes ont donné une confirmation sur le rôle des fibres métalliques sur le comportement mécanique des BAB surtout pour la résistance à la traction et à la flexion à cause de la ductilité des fibres métalliques entrant dans la composition de béton BAPF. Mots clés: BAP, BAPF, fibres métalliques, Aeternum 3, traction, flexion.

CIMDD (No.I-2-394) 2013 Characterization vapor sorption of earth-based materials Remki Boudjemaa 1, 2, Rafik Belarbi2, Mabrouk Djeddi3 1.

E.N.ST.P, Garidi Kouba Alger ([email protected]) Université de La Rochelle, Leptiab, Avenue Michel Crépeau 17042 La Rochelle Cedex 1 France 3. Université M’Hamed Bougara Boumerdès 2.

ABSTRACT▬ This work focuses on building materials, environmentally friendly, earth-based. The surveys are based on the determination of the porous structure and the study of sorption-desorption isotherms of water vapor at 25 ° C and 37 ° C. Thus, the size distribution of pores determined by mercury porosimetry showed that SEB (Stabilized Earth Bricks) are mainly composed of macropores and mesopores. Theoretical models (BET, GAB and GDW) derived from the Langmuir model were compared using the experimental curves of the isotherms obtained by DVS (Dynamic Vapor Sorption). This showed that the adsorption isotherm obeys the type II and the GDW model. The moisture storage capacity and the influence of temperature on the water content in the material have been deduced from sorptiondesorption curves. Keywords: building materials, porosimetry, humidity transfer, sorption, desorption, isotherm

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CIMDD (No.I-1-407) 2013 Electrochemical study of the oxidation of ParaPhénylèneDiamine (PPD) on platinum in H 2SO4 (0,5M) R. Srhayri1, Y. Naimi1, D. Takky1, N. Habti2, S. Motaouakkil2. 1

Equipe d’electrochimie, Faculté des Siences Ben M'sik, Université Hassan II - Mohammedia - Casablanca, Morocco ([email protected]) 2 Faculté de Médecine et de Pharmacie, Université Hassan II Ain Chock-CHU Ibn Rochd, Casablanca, Morocco

ABSTRACT ▬ The oxidation of Para-Phénylène-Diamine (1,4-diaminobenzène, PPD) at platinum electrode in a H2SO4 (0,5M) environment was studied in a different experimental conditions. The cyclic voltammetry was used as an electrochemical method for the oxidation monitoring. The obtained voltammogrammes show that the PPD oxidation appears on platinum at 560 mV/ECS. The variation of scanning speed shows that this oxidation is fast and is controlled by the diffusion. In other hand, the peaks decreases as the cycles are repeated. This allows to concluding that the PPD gets fixed on electrode (or is polymerized). Keywords: Para-phenylenediamine (PPD), oxidation, cyclic voltammetry, voltammograms.

CIMDD (No.I-1-432) 2013 Développement d’un nouveau rhéomètre à béton H. SOUALHI1, E.H.KADRI1, TT.NGO1, A.BOUVET1, F.GUSSIGH2 1.

Laboratoire L2MGC, Université Cergy-Pontoise. 5 Mail Gay Lussac, Neuville sur Oise, 95031 Cergy- Pontoise Cedex, France. ([email protected]) 2. VINCI Construction-France. 61 Avenue Jules Quentin, 92730 Nanterre Cedex, France.

ABSTRACT▬ Nowadays, there are several concrete rheometers but each one gives different results that depend on their configuration. Most of these devices can be used only in laboratory with very high costs. The objective of this paper is to present a new rheometer suitable for fresh concrete, usable not only in laboratories but also on construction sites, providing accurate rheological measurements and inexpensive to meet the demand of the construction industry. Keywords: Concrete, rheometer, viscosity, yield stress.

CIMDD (No.I-2-447) 2013 Utilisation d’écorce de pin d’Alep comme source en tanins L. Loucif Seiad1, R. Derriche2 1

Laboratoire des matériaux minéraux et composites, FSI, UMBB Boumerdes, Algérie ([email protected]) Département de génie chimique, ENP, El Harrach, Alger, Algérie

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RESUME▬ Le présent travail entre dans le cadre de la valorisation de l’écorce de pin d’Alep Algérien (Pinus Halepensis Mill) dont la teneur en tanins n’a jamais été étudiée auparavant. L’objectif consiste à étudier l’effet de certains paramètres opératoires sur l’extraction en discontinu des tanins de l’écorce de pin d’Alep de la région de Khenchela. Une étude d’optimisation a été menée par les méthodes de planification factorielle des expériences et les surfaces de réponses en utilisant le réactif Folin Ciocalteu. Mots clés : Tanins, Ecorce, Extraction, Optimisation. 23


CIMDD (No.I-2-453) 2013

Influence de la variation de la température de cure sur le comportement mécanique des mortiers à base des ciments composés T. Boubekeur1, 2 K. Ezziane2 1. 2.

Centre universitaire de Tissemssilt, BP 182,38000 Tissemsilt, Algérie, ([email protected]) LAG, Université Hassiba Benbouali, BP 151,02000 Chlef , Algérie

RESUME ▬ L’étude de l’évolution des résistances des ciments sous diverses conditions de température est d’un intérêt capital pour les promoteurs de la construction en climat chaud. La diversité des caractéristiques des ciments d’aujourd’hui notamment la présence des additions minérales nécessite une compréhension approfondie du processus d’hydratation et de l’évolution des résistances. De même, les conditions de cure jouent un rôle primordial dans le développement des résistances mécaniques. Cette étude traite la prévision de la résistance à la compression des mortiers à base des ciments portland et des ciments composés subissant divers historiques de température. Une étude expérimentale est menue pour suivre le développement des résistances des mortiers sous des conditions de cure variables en température. Ceci a conduit à mieux comprendre le comportement des ciments à base d’additions minérales sous des températures élevées. L’analyse des résultats obtenus a permis la détermination du demi-âge de résistance, les résistances ultimes et l’énergie d’activation, ceci permet de bien comprendre le comportement des additions minérales et leur effet sous des températures élevées. Mots clés: Ciment, additions minérales, mortier, température, prévision, résistance mécanique

CIMDD (No.I-2-499) 2013

L’influence de la Corrosion des Armatures sur le Comportement du Béton Armé B. Setti 1, M. Taazount 2, F. Setti 1, S. Hammoudi 1, M. Achit-Henni 1 1

Laboratoire sciences des matériaux et environnement, Université Hassiba Benbouali, Chlef, Algérie [email protected] Institut Pascal, Polytech Clermont-Ferrand, 24 Avenue des Landais, BP 206, 63174 Aubière, France

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RESUME▬ La corrosion des armatures est un danger majeur pour la durabilité des ouvrages. La corrosion des armatures est un paramètre fondamental de la durabilité des bétons dans les ouvrages. On estime en effet à 70% les pathologies du béton liées à cette problématique. La durabilité des ouvrages en béton armé, passe donc par la maitrise de la corrosion. La corrosion des armatures peut être initiée par la carbonatation du béton d’enrobage au contact du co2 atmosphérique ou par la pénétration des ions chlorure du milieu environnant. Le produit de corrosion expansif induit une fissuration, puis un éclatement du béton d’enrobage. Cette nouvelle dégradation accélère alors le processus jusqu’à la ruine de l’ouvrage. Le but de ce travail est d’évaluer les pertes de résistances et d’adhérence causées par la corrosion des armatures. A cet effet, des essais de flexion et d’adhérence sur des éléments en béton armé de barres corrodées et non corrodées ont été faits en vu d’évaluer le taux de dégradation des structures en béton armé causé par la corrosion des armatures. Mots –Clés : Corrosion, résistance, adhérence, fissuration

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CIMDD (No.I-2-502) 2013

Effect of substrate temperature on the SnO2 thin films spray-deposited on soda-lime glass substrates T. Mahdaoui1, M. Hamidouche1, A.R. Madjoubi1 and N. Bouaouadja1 1

Laboratory of Non-Metallic Materials, Institute of Optics and fine mechanics, University of Setif, Algeria. ([email protected])

ABSTRACT▬ Transparent conducting thin films of tin oxide (SnO2) have been deposited onto preheated soda-lime glass substrates by a spray pyrolysis method using pentahydrate stannous chloride (SnCl4∙5H2O) and mixture of water and ethanol as solvent. The preheated substrate temperature was changed from 300°C to 550°C using steps of 50°C. Xray diffraction spectra show that the as-deposited films are polycrystalline SnO2 with preferential growth direction (200). The formation of tin dioxide (SnO2) is achieved at 500°C. Optical property (transmission) was investigated using, UV-VIS-NIR spectroscopy. Besides, the variation of the transmittance in function of the wavelength in the region (300850 nm) shows a wavy behavior between 300 and 500 nm and then a tendency towards a constant level. The transmittance level varies with the substrate temperature. It passes from 75% at 300°C to 91% at 550°C. The samples are also mechanically characterized by using Vickers indentation technique which allows to obtain the micro-hardness and the fracture toughness (KIC). The results show that the hardness variation decreases linearly in function of the applied load in the used loading range (0.2 – 1.6 N). The lines level increases with the substrate temperature. The hardness passes from 5.4 GPa for the as-received state to approximately 7 GPa for samples treated at 550°C. The fracture toughness decreases linearly in function of the applied load. The KIC variation lines for different temperature tend towards the same value (0.77 MPa√m) at P=1.6 N. The relationship between the optical properties (transmission), and structural properties, was discussed in detail in this work. Keywords: Thin films, tin oxide, spray pyrolysis, coating method, transmission.

CIMDD (No.I-2-506) 2013

Comparaison des résistances des bétons déterminées par l’essai de compression et l’essai sclérométrique L. Abahlousse1, S. Ait amar2 et N. El Alem1 1.

Laboratoire Matériaux et Environnement (LME), Université Ibn Zohr, Faculté des Sciences, Département de Chimie, cité ADAKHLA B.P 8106, Agadir, Maroc 2. Laboratoire Conseil Ingénierie Sud (LCIS), Tassila – Agadir

RESUME▬ Le béton fait partie des matériaux les plus utilisés dans l’industrie de la construction. Il a mérité sa place par ses caractéristiques de résistance, ses propriétés en matière thermique, sa résistance au feu, son isolation phonique, son aptitude au vieillissement, ainsi que par la diversité qu’il permet dans les formes, les couleurs et les aspects. Il a sa place dans les bâtiments d’habitation (logements, écoles, hôpitaux…) aussi bien dans les constructions liées à l’activité professionnelle (usines, ateliers, commerces, bureaux) ou dans des réalisations diverses (socio-culturelles, sportives ou de loisir…). La détermination directe de résistance du béton implique que les échantillons de béton doivent être chargés jusqu'à la rupture par l’essai de compression. Par conséquent, la détermination de cette résistance nécessite à tester le béton dans les laboratoires. Cette procédure peut donner la résistance réelle du béton, mais peut provoquer des problèmes et se retarder dans l'évaluation des ouvrages. À cause de cela, des techniques spéciales, qui sont les essais non destructifs, ont été développés dans lesquelles les tentatives ont été faites pour mesurer certaines propriétés du béton telles que la résistance, la durabilité, la dureté, l’indice sclérométrique et la vitesse de propagation des ondes dans le béton.Le principal objectif de cette étude est de comparer les résistances estimées par le scléromètre avec celles mesurées par l’essai de compression en étudiant des bétons à l’âge de 28 jours, l’âge où le béton atteint plus de 90 % de sa résistance ultime. Cette comparaison permet de déterminer les principaux facteurs qui sont à l’origine de la différence entre les différentes résistances. Mots clés: Béton, résistance à la compression, indice sclérométrique 25


CIMDD (No.I-2-507) 2013 Suivi de l’évolution des phases solides du béton à hautes températures par des analyses thermogravimétriques et thermo-différentielles (ATG/ATD) L. Abahlousse1, S. Elkacemi1, S. Ait Amar2 et N. El Alem1 1. Laboratoire Matériaux et Environnement (LME), Université Ibn Zohr, Faculté des Sciences, Département de Chimie, cité ADAKHLA B.P 8106, Agadir, Maroc 2. Laboratoire Conseil Ingénierie Sud (LCIS), Tassila – Agadir

RÉSUMÉ ▬ Le béton fait partie de notre vie quotidienne, il est aujourd’hui utilisé à l’échelle mondiale pour tous types de construction. Ses caractéristiques de résistance, ses propriétés en matière thermique, sa résistance au feu, son isolation phonique lui confère une place privilégiée. Malgré ses bonnes performances à température ambiante, le béton peut présenter un comportement critique à haute température. L’analyse des effets des hautes températures sur sa microstructure est une étape nécessaire à la compréhension des phénomènes macroscopiques complexes, car le béton subit des modifications physicochimiques qui influencent fortement son comportement thermomécanique. En effet, la résistance du béton peut être largement diminuée par des dégradations dues à l’élévation de la température puisqu’elle entraîne une destruction des hydrates constitutifs de la pâte de ciment par dégradation de ses propriétés mécaniques : rigidité, résistance… Le principal objectif de cette étude est de suivre l’évolution des phases solides présente dans le béton lorsqu’il est exposé à des températures élevées par des analyses thermogravimétriques et thermo-différentielles (ATG/ATD).

Mots clés: Béton, température, analyses thermogravimétriques et thermodifférentielles

CIMDD (No.I-2-515) 2013 Analyse du comportement d'un voile en béton armé selon deux modèles de ferraillage: Etude comparative A. Soltani1 ,O. Bélaidi1*, M.Almansba1**,S.Boukais1, N.E. Hannachi1 1

Laboratoire LAMOSMS, Université Mouloud Mammeri, Tizi-Ouzou, Faculté du Génie de la Construction, Département de Génie Civil – Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ La simulation du comportement linéaire et non- linéaires des structures en béton armé soumises à des chargements sismiques est un problème d'actualité. Les récents séismes ont montré que même les constructions conformes aux codes parasismiques ne sont pas à l'abri de catastrophes naturelles. Dans ce travail, nous nous sommes intéressés au comportement de deux voiles en béton armé ferraillés selon deux méthodes différentes, la méthode des bandes, et la méthode classique de béton armé. Pour cela, nous avons utilisé une approche locale en modélisant les deux voiles en béton armé en 3-D sollicités sous chargement horizontal. Le modèle numérique utilisé pour la modélisation est le modèle en rupture fragile d’ABAQUS (Brittle Cracking "BC"). Les différents résultats obtenus sont discutés, ainsi qu'une comparaison entre les deux méthodes de ferraillage. Le modèle permet de modéliser de façon satisfaisante le comportement global des structures en béton armé. De plus, il est capable de reproduire qualitativement les tendances du schéma de fissuration. Keywords: Simulation, RC walls, reinforcement, damage, displacement, stress, strain.

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CIMDD (No.I-2-522) 2013

Characterization of lead-free ceramic (Na0.5Bi0.5)1-xBaxTiO3 synthesized by Sol-gel technique A. Chaouchi1 S. Kennour1, S. d’Astorg 2, 3, M. Rguitib,c, C. Courtois2,3, M. Aliouat1 1.

Laboratoire de Chimie Appliquée et Génie Chimique de l’Université Mouloud Mammeri de Tizi-Ouzou, Algérie. ([email protected]) 2. Laboratoire des Matériaux Céramiques et Procédés Associés– Université de Valenciennes et du Hainaut-Cambrésis, Z.I. du Champ de l'Abbesse, 59600 Maubeuge, France. 3. Univ. Lille Nord de France, F-59000 Lille, France

ABSTRACT▬The crystal structure, microstructure, dielectric and ferroelectric properties of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3xBaTiO3 ceramics with x= 0, 0.03, 0.05, 0.07 and 0.1 are investigated. A structural variation according to the system composition was investigated by X-ray diffraction analyses. The results revealed that the synthesis temperature for pure perovskite phase powder prepared by the present sol–gel process is much lower (800°C) ,and a rhombohedral– tetragonal morphotropic phase boundary (MPB) is found for x= 0.07 composition which showing the highest remanent polarization value and the smallest coercive field. The optimum dielectric and piezoelectric properties were found with the 0.93Na0.5Bi0.5TiO3-0.07 BaTiO3 composition. The piezoelectric constant d33 is 120 pC/N and good polarization behaviour was observed with remanent polarization (P r) of 12,18 pC/cm2, coercive field (Ec) of 2,11kV/mm, and enhanced dielectric properties εr >1500 at room temperature .The 0.93Na0.5Bi0.5TiO3-0.07BaTiO3-based ceramic is a promising lead-free piezoelectric candidate for applications in different devices. Keywords: Na0.5Bi0.5TiO3, Lead-free ceramics, Sol-gel, Dielectrics, Ferroelectric

CIMDD (No.I-1-536) 2013 Physico-mechanical and thermal characterization of Aleppo pine of Zemmouri intended for the construction OUADOU Y. 1, LIMAM A.1, BELHAMEL F. 1, ALIOUCHE DJ .1 1

Unité de Recherche : Matériaux-Procédés & Environnement (UR-MPE) - UMBB - Faculté des sciences de l’Ingénieur, Cité Frantz Fanoun, 35000, Boumerdes Algérie ([email protected])

ABSTRACT▬ Among conifer which counts our country, the Aleppo Pine which covers not less than 880.000 ha with surface and could be used probably easily by the domain of the construction. The present work which is centered on the determination of the constructive value of Aleppo Pine, was directed on the thermal characterization (thermal conductivity and thermal resistance) and physico-mechanics which showed the utility of this material in the field of the construction by comparing it with the wooden characteristics of the Fir tree (material of construction in Europe). Keywords: Wood of Aleppo Pine, Fir tree, Characterization, material of construction

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CIMDD (No.I-2-540) 2013

Mesure optique des fissures du placage des bois et son influence sur les caractéristiques mécaniques du LVL (Laminated Veneer Lumber) Abdelhakim DAOUI1, 2, Clément Descamps3, Abdellatif ZERIZER2, Rémy MARCHAL3, Bartosz Pałubicki4 1

Département Sciences techniques, Faculté des Sciences, Université M’hamed Bougara Boumerdes, Algérie ([email protected]) UR-MPE Unité de Recherche Matériaux Procédé Environnement, Université Bougara, Boumerdès, Algérie 3 Laboratoire Bourguignon des Matériaux et Procédés (LABOMAP), ENSAM, Cluny, France 4 Dept. of Woodworking Machinery and Basis of Machines Construction, Poznan University of Life Sciences, Poznan, Poland 2

RESUME▬ Le LVL est un matériau industriel très en vogue dans la construction, c’est un matériau dérivé du bois très apprécié dans la construction en ossature bois pour la faible dispersion de ses remarquables caractéristiques mécaniques, notamment en matière des contraintes axiales, pouvant aller jusqu’au double d’un bois massif. Mots Clés: CND, fissuration, la colle, épaisseur du placage, propriétés mécaniques, LVL, déroulage.

CIMDD (No.I-2-544) 2013

Synthèse par la voie sol gel d’une matrice vitreuse appliquée dans le domaine de l’optique S.Ladjouzi1, 2, A. Iratni2 1

Centre de Recherché Nucléaire de Draria. BP.43 Sebala, Draria, Algiers 16000, Algéria Unité de recherche Materiaux , Procédés et environnement, UR- MPE, M’hamed Bougara, University of Boumerdes, Algeria. ([email protected] )

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RÉSUMÉ▬ L’objectif de cette étude porte sur la mise au point d’un protocole de synthèse par la voie sol gel, permettant d'envisager la préparation de monolithes à base de SiO2 - Gd2O3 dopés aux ions Ce+3 en vue d’une application dans le domaine de l’optique. Dans ce travail, nous avons cherché à obtenir des verres de bonne qualité, la principale difficulté réside dans les différentes étapes du traitement thermique nécessaires pour le passage de l’état de sol au gel puis au matériau dense. Nous avons pu réaliser des échantillons de taille centimétrique, présentant des propriétés comparables à celles obtenues par la voie classique, grâce à l’optimisation des paramètres de synthèse et les conditions du traitement thermique. Mots clés: sol gel, monolithes, synthèse.

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CIMDD (No.I-2-565) 2013

Réactivité des aluminosilicates alcalis activés de kaolin et de bentonite N BOUDISSA1, F. ZIBOUCHE1, A. IREKTI1, M.T. ABADLIA1, a

Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement (URMPR), Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Université de Boumerdès (UMBB), 35000 Boumerdès, Algérie ABSTRACT▬ Cette étude porte sur les variations des caractéristiques minéralogiques et microstructurales et des propriétés physico-mécaniques des polymères inorganiques alcalins obtenus par activation alcaline d’aluminosilicates. Le processus d'activation est conduit à température ambiante. Du kaolin et de la bentonite sont caractérisés afin de déterminer leur capacité vis-à-vis de l’activation-alcaline et donner lieu à un matériau aux propriétés cimentaires. Les caractérisations sont réalisées grâce à l'analyse chimique, granulométrie laser, DRX et FTIR. Des tests de résistance mécanique à la compression sont utilisés pour déterminer la réactivité du kaolin et de la bentonite en tant que liants alcalins. Les résultats obtenus montrent que les matériaux étudiés sont aptes à être alcali-activés. Le produit de réaction principal est un gel aluminosilicate alcalin dans tous les cas. Les facteurs clés de leur potentiel de réactivité sont les suivants: la teneur en silice réactive, la teneur en phase amorphe. Les valeurs les plus élevées en termes degré de réaction et de propriétés mécaniques sont obtenues pour la matrice à base de bentonite. Keywords: Activation alcaline ; Bentonite, Kaolin; FTIR; SEM; Degré de réaction.

CIMDD (No.I-2-566) 2013

Propriétés rhéologiques de suspensions de Bentonites de Maghnia en milieu alcali-activé K. BOUMAIEL1, Y. BOUABID1, A. OUAIL1, ZIBOUCHE2, BOUDISSA2 1. 2.

Faculté des Sciences. UMBB Unité de Recherche Matériaux Procédés & Environnement. UMBB

ABSTRACT ▬ Trois argiles de type montmorillonite, présentant des cations interfoliaires de nature différentes sont étudiées. Des calcinations sont réalisées à des températures de150◦C, 250◦C, 300◦C et 450◦C pendant 30 minutes. Les propriétés rhéologiques sont caractérisées à 25◦C en mode d'écoulement utilisant le modèle de Herschel-Bulkley. Ce comportement semble être liée à la modification des propriétés de surface des plaquettes d'argile, plus précisément au début de déshydroxylation argile Et au type de cations inter foliaire. Keywords: Montmorillonites. Suspensions; Rhéologie. Température de Calcination

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CIMDD (No.I-1-561) 2013

Propriétés physico-mécaniques de composites alcali-activés à base bentonite- laitier-clinker N.HADJ KACI1, K. RAHMOUNE1, F. ZIBOUCHE2, N. BOUDISSA2 1. 2.

Faculté des Sciences. UMBB Unité de Recherche Matériaux Procédés & Environnement. UMBB

ABSTRACT▬ Le but de cette étude est d'évaluer les propriétés physico-mécaniques de liants nouveaux. L’influence des conditions d'activation sur les propriétés mécaniques des alcalis activés de mélanges laitier/bentonite/clinker sont examinés. La production de ces liants est associée à une faible consommation énergétique et à faible émission de CO 2, ainsi qu’au potentiel d'atteindre une résistance mécanique élevée, une grande stabilité dans des environnements agressifs. Pour améliorer les performances de ces liants, des mélanges à base de précurseurs réactifs différents, associent un précurseur riche en Ca comme le laitier, une source d’aluminosilicate tel que bentonite et favoriser la coexistence stable des gels de silicate de calcium hydraté (C-S-H ) formés à partir de l'activation des GBFS, et celle des gels géopolymères (également dénommé «N-A-S-H", par analogie avec C-S-H) produite à partir de l'activation de l'aluminosilicate. De faibles quantités de clinker Portland sont également utilisés comme source de Ca dans une solution alcaline activés systèmes de liants hybrides Keywords: Alkali-activation; Slag/metakaolin blends; Mechanical strength

CIMDD (No.I-2-568) 2013

Géopolymérisation d’aluminosilicates. Influence des rapports Silice/Alumine F. ZIBOUCHE1, N BOUDISSA1, H. SIAHMED 1. A. IREKTI1, M.T. ABADLIA1, 1. a

Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement (URMPR), Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Université de Boumerdès (UMBB), 35000 Boumerdès, Algérie ABSTRACT▬ La géopolymérisation étudiée repose sur la polycondensation de précurseurs solides silicoalumineux, (métakaolin) dans un environnement fortement alcalin. Des échantillons géopolymères Na-poly-sialate avec des rapports molaires différents de Si/Al, Na2O/Al2O3, H2O/Na2O sont préparés, pour suivre leur influence sur la polymérisation et la microstructure. Lors de la géopolymérisation, les solutions alcalines induisent une quantité d'atomes de Si et d'Al de l'aluminosilicate, forment des ‘’geomonomers’’ dans les solutions pour former des réseaux rigides. Les résultats dans gamme des rapports étudiée donnent des résultats proches de ceux attendus. Ils indiquent une degré élevé de géopolymérisation. L’augmentation Si/Al, montre un recouvrement par un réseau continu de plus en plus dense, ce qui est confirmé par la résistance à la compression. Les résultats sont corrélés en privilégiant une approche multi-échelle du comportement du matériau par différentes techniques complémentaires (DRX, FTIR, MEB), caractérisant la microstructure. Keywords: Géopolymères, Métakaolin; Sodium silicate; 27Al and 29Si RMN MAS and IR spectroscopy .

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CIMDD (No.I-2-335) 2013 Analyse du calcul des roues d'échanges et leurs influences sur la condition cinématique H. Bouhabila1, S. Boukebbab1, H.Boughouas1 1. Laboratoire de Transport, Institut de Génie Mécanique, Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Université de Mentouri-Constantine, Campus Chaâb Ersas.25000 Constantine, Algérie ; [email protected]

RESUME▬ Pour faire face à des exigences de plus en plus sévèrtes au point de vue de la précision, de la capacité de charge ou de la vitesse, cette industrie a perfectionné l'usinage, poussant l'automatisation toujours plus loin dans une chasse impitoyable aux temps mors; elle a réalisé de véritable merveille de cinématique, qui taillent, rectifient et rasent les roues dentés encore mieux et encore plus vite. La vitesse de coupe ou d'avance de l'outil ou de la pièce est obtenue par le réglage cinématique des roues d'échanges ou roues amovibles dans les axes sont disposés sur une lyre analogue à la classique tête de chevale des anciens tours parallèles. Les rapport s à monter sont tellement variables qu'il serait trop compliqué de vouloir les obtenir par des boites de vitesses. Ces rapports tiennent compte évidemment des organes inamovibles de la chaîne cinématique. Cet état de fait, contraint à la mise en place d’une méthodologie en vue d’améliorer les performances du système de production et de contrôle. La méthode appliquée consiste à trouver des combinaisons de roues d'échanges qui doivent réaliser des rapports précis de la vitesse de rotation de la broche portepièce et ce afin d'éviter les erreurs de division et d'angle de flanc car les engrenages qui doivent avoir un fonctionnement particulièrement silencieux exigent une bonne précision de forme et une parfaite régularité de division. On détermine les nombres de dents des roues à partir d'un rapport de démultiplication calculé par la méthode des fractions partielles et la méthode des fractions conjuguées. Cette dernière diffère des autres méthodes appliquées par sa précision dans le calcul des rapports de transmission et son large éventail de trouver une combinaison adéquate des roues amovibles qui permettent de minimiser les erreurs sur le rapport et assurent une qualité meilleure d'usinage des dentures. C'est dans ce sens qu'on a essayé d'élaborer un programme de traitement de données nécessaires à l’élargissement de la gamme des roues amovibles livrées avec la machine à tailler les engrenages. Mots clés : Engrenages, Rapport de transmission, Roues d’échanges, Fractions conjuguées.

CIMDD (No.III-1-250) 2013 Elaboration et Caractérisation des Films Biodégradables à base de Polysaccharides. Aoufi Djalila 1, Aicha Serier1 et Mounia Triaki1 1.

Laboratoire des revêtements, Matériaux et Environnement, Université M’Hamed Bougara Boumerdes, 35000-Algérie

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Abstract ▬Notre travail porte sur la synthèse et l’élaboration de nouveaux emballages biodégradables issus de ressources renouvelables. Elle consiste à évaluer l’influence de la teneur en cellulose microcristalline (MCC) sur les propriétés barrières de films obtenus à partir de mélanges d’amidon de maïs et de cellulose microcristalline. Les films préparés par casting, pour différentes formulations, sont homogènes, opaques, minces et lisses, présentant une bonne cohésion et sans défauts visuels. Les propriétés des films ont été déterminées par différentes techniques (La spectroscopie FT-IR, l’UV-visible, l’isotherme de sorption et la perméabilité à la vapeur d’eau). Les résultats obtenus, avec une faible teneur en cellulose microcristalline, mettent en évidence une amélioration des propriétés. Les formulations contenant 10% de cellulose microcristalline présentent d’excellentes propriétés barrières aux radiations ultraviolettes ainsi qu’une importante diminution des propriétés d’absorption et barrières à la vapeur d’eau. Mots clés - Amidon, cellulose microcristalline, Glycérol, Films, Casting.

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MATERIAUX POUR L’ENERGIE


CIMDD (No.II-1-1) 2013

Development of Polypropylene/Kaolinite Composites F. BOUZIDI1, M. GUESSOM1, N. HADDAOUI1 1

Laboratoire de Physico- Chimie des Hauts Polymères (LPCHP), Département de Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Ferhat ABBAS, Sétif, Algeria.([email protected]) 1.

ABSTRACT▬ This work concerns the development and the characterization of the composite systems polypropylene/kaolinite to various percentages. It consisted consequently to study the effect of the chemical modifications of the filler, by the indirect method, in order to obtain an organophile structure. The characterization of the modified clay by Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR) and by the X-rays diffraction (XRD) highlighted the insertion of urea molecules in the interlamellar space of the clay and the adsorption of the surfactant agent octadecyltrimethylammonium (ODTMA) at the kaolinite surface. The structural analysis of kaolin showed the insertion of the urea in the interlayer space of the clay and the formation of a complex kaolin/urea characterized by an increase in the basal space of about 3.5 Å for both dry and wet tracks. The proportion of kaolinite intecalated by urea by the wet treatment is lower than that obtained by the dry treatment. As to the effect of adding small amounts of kaolin (1-7 phr), the results of the study of mechanical and thermal properties of composites PP / kaolin showed an increase in stiffness and crystallization temperature of materials. Keywords: Composite, kaolin, polypropylene, chemical modification, organophilisation.

CIMDD (No.II-1-33) 2013 Traitement de boues de traitement de surface, perspectives de valorisation BOUSALAH Djedjiga1, HACHEMI Messaoud1 1

Université de M’Hamed Bougara, boumerdes, Algérie.([email protected])

RESUME ▬ L’épuration chimique des eaux usées de traitement de surface des métaux génère des boues dites « boues d’hydroxyde métallique ou polymétallique» contenant dans leur composition des métaux lourds (Nickel, Cuivre, Chrome) dont les concentrations dépassent largement les standards réglementaires. Nous avons travaillé sur les boues d’épuration chimique issues d’une industrie Algérienne (Orfée (Orfèvrerie et éviers de cuisine) – BCR (Boulonnerie, Coutellerie, Robinetterie)) qui produit des articles en inox et éviers de cuisine. Nous nous sommes intéressés à son atelier de traitement de surface qui s’occupe à l’argentage des pièces en Inox. Les déchets provenant du traitement chimique de surface et du revêtement des métaux (tels que les boues et gâteaux de filtration contenant des substances dangereuses) et autres matériaux, sont considérés comme déchets spéciaux dangereux. Pour répondre à cette préoccupation, nous avons procédé à leur caractérisation physico-chimique, leur teneur en éléments minéraux puis nous avons procédé aux essais d’extraction des éléments majeurs par précipitation sélective des métaux, dans le but de les réinjecter dans la chaîne de production (valorisation). Mots-clés : Boues, polymétallique, hydroxyde, précipitation, sélective.

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CIMDD (No.II-2-46) 2013

Enhancement of Heat Transfer in a Cavity Filled with Cu-water Nanofluid TAYEBI Tahar1, SAADAOUI Kheir2 1

Energy Physics Laboratory, Department of Physics, Faculty of Science, Mentouri Constantine University, Algeria ([email protected]) 2 Laboratory of Pure and Applied Mathematics "LMPA", Department of Mathematics, Faculty of Mathematics and Informatics, of M.BoudiafM’isilaUniversity, Algeria.

ABSTRACT▬ This paper summarizes a numerical study of natural convection in a square cavity with a corner heater filled with water based nanofluid (water with Cunanoparticles). Finite volume method is used for solving momentum and energy equations in the form of stream function–vorticity. One wall of the enclosure is isothermal but its temperature is colder than that of heaters while the remaining walls are adiabatic. Calculations were performed for Rayleigh number (103 ≤ Ra≤ 106); dimensionless lengths of heater in x and y directions (0.25 H≤ Hx ≤ 0. 5 H, 0.25 H ≤ Hy ≤ 0.5 H) and volume fraction of nanoparticles (0 ≤ φ ≤ 0.1). The results indicate that dimensionless lengths of heater are an important parameter affecting the flow pattern and temperature field. Nusselt number increases with increasing both the Rayleigh number. It is also observed that at a given Rayleigh number and definite dimensionless lengths of heaters, the average Nusselt number increases linearly with the increase in the solid volume fraction of nanofluid. Keywords: Nanofluids; Heat Transfer; Corner heaters; Square cavity; Numerical study.

CIMDD (No.II-2-76) 2013

Growth mechanism and structural properties of nanocrystalline silicon films deposited by RF magnetron sputtering at low temperature D. Senouci1, R. Baghdad1, A. Belfedal2, D. Benlakehal2, X. Portier3, L.Chahed2, S. Charvet4, K. H. Kim5, P. Roca i Cabarrocas5 and K. Zellama4 1

Laboratoire de Génie Physique, Université Ibn-Khaldoun, 14000 Tiaret, Algeria ([email protected]) LPCMME, Département de Physique, Université d’Oran Es-sénia, 3100, Oran, Algeria 3 CIMAP, CEA, CNRS UMR 6252-ENSICAEN, UCBN, 6 Bvd Maréchal Juin, 14050 Caen Cedex, France 4 LPMC, UFR des Sciences, Université de Picardie Jules Verne, 33 rue Saint-Leu, 80039 Amiens, France 5 LPICM, Laboratoire de Physique des Interfaces et Couches Minces, CNRS UMR 7647, Ecole Polytechnique, 91128 Palaiseau, France 2

ABSTRACT ▬ We present an investigation on the transition from amorphous to nanocrystalline silicon and associated hydrogen changes during the first steps of hydrogenated nanocrystalline silicon growth for films elaborated by reactive radiofrequency magnetron sputtering (RFMS) at substrate temperature as low as room temperature and for deposition times varying from 3 to 60 minutes. Complementary experimental techniques have been used to characterize the films in their as-deposited state. They are completed by thermal hydrogen effusion experiments conducted in the temperature range, room temperature to 800°C. The results show that, during the initial stages of growth, the presence of a hydrogen-rich layer is necessary to initiate the crystallization process. Keywords: Hydrogen induced crystallization, nanocrystalline silicon, RF magnetron sputtering

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CIMDD (No.II-2-89) 2013

Spectroscopic Characterization of Ag-SnO2/SiO2 Oxide used as Environmental Control and Photovoltaic Solar Cell A.Ouerdane1,2, A.Abdellaoui2, M.Ghaffour2, M.Bouslama2 and Y.Caudano3 1

Centre Universitaire Khemis Miliana 44225 W. Ain Defla Algérie, ([email protected]) Labmat ENSET Oran Mnaouer 31000 Algérie 3 facultés Universitaires Notre Dame de la Paix Rue de Bruxelles Namur Belgique 2

ABSTRACT ▬ We use spectroscopic methods such as AES (Auger Electron Spectroscopy), EELS (Energy Electron Loss Spectroscopy) and Electron Diffusion X-ray (EDX) to study a solar cell based on SnO2 oxide. With Ag as electrodes and catalysis on SiO2 substrate. Furthermore, the program Casino was added to scan the SnO2-Ag surface in the aim to simulate its morphology. EELS spectra show an Ag diffusion phenomenon on the SnO 2 matrix. The morphology of the surface texture show a large facetted Ag islands raised from the SnO2 bulk when the system is submitted to heating process. This result is confirmed by both EDX spectrum, FEM scanning micrography and Casino simulation. Keywords: AES, EELS, Casino, SnO2

CIMDD (No.II-1-101) 2013 Optimisation des conditions de synthèse d’un analogue de la pollucite simulée au potassium, matrice potentielle pour le confinement du césium D. MOUDIR1,2, N. KAMEL1, H. BELABES3, Z. KAMEL1, F. AOUCHICHE1, S. KAMARIZ 1, Y. MOUHEB1 R.SOUAG2, A. DJERIDI 2 1

Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Département de Spectrométrie, 2. Bd Frantz Fanon, B.P. : 399, Alger-RP, Alger, Algérie ([email protected]) 2 Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement URMPE, Université M’hamed Bougara, Avenue de l’Indépendance, 35000 - Boumerdès Algérie 3 Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, B.P. :111, El-Alia, Bab Ezzouar, Alger, Algérie

RESUME▬La pollucite, CsAlSi2O6, est un bon candidat du confinement du césium Cs, contenu dans les déchets radioactifs. L’objectif de cette étude est l’optimisation des conditions de synthèse d’une pollucite simulée au potassium (K), ayant pour formule chimique: KAlSi2O6, par voie sèche à 1100°C. Le potassium est un analogue chimique du césium radioactif. Le matériau obtenu est caractérisé par ses propriétés physiques et microstructurales. L’optimisation des conditions de synthèse est réalisée par les études de compactage, dilatométrique, et l’étude de l’atmosphère de frittage. L’étude de compactage a permis de déterminer la meilleure densité frittée. L’étude dilatométrique a montré que pour l’intervalle de température délimité entre 320 et 760 °C, la structure du matériau final se forme. Le matériau obtenu sous atmosphère inerte d’azote a donné des propriétés représentatives de celles de la pollucite naturelle, avec une densité frittée de 1.203 g/cm3, et une densité par immersion de 1.3104 g/cm3. L’identification de phase du matériau par diffraction des rayons X (DRX) a montré que le minéral obtenu peut être identifié à un étalon aluminosilicate: KAlSi2O6. L’analyse par microscopie électronique à balayage (MEB) du matériau a donné une taille moyenne des grains comprise entre 20 et 50 μm. L’analyse thermique différentielle (ATD) a permis de déterminer le point de fusion du minéral, qui est de 1290°C, soit dans l’intervalle de fusion des minéraux de cette famille, les feldspathoïdes. Mots clés: Pollucite, Césium, déchets radioactifs, DRX, MEB, ATD.

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CIMDD (No.II-2-105) 2013 Optimisation des conditions de synthèse à l’échelle laboratoire, de conteneurs en argiles utilisés pour le conditionnement des déchets radioactifs S. KAMARIZ1, N. KAMEL1, F. AOUCHICHE1, Y. MOUHEB1, Z. MELZI1, D. MOUDIR1,2, Z. KAMEL1. 1

Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Département de Spectrométrie, 2. Bd Frantz Fanon, B.P. :399, Alger-RP, Alger, Algérie. ([email protected]) 2 URMPE, Unité de Recherche, Matériaux Procédés et Environnement, Université M’Hamed Bougara, Avenue de l’Indépendance, 35000 – Boumerdès, Algérie.

RESUME▬ Les barrières ouvragées de confinement des déchets radioactifs contiennent des matériaux en argiles élaborées. Les argiles après des traitements de cuisson acquièrent une certaine dureté et résistance à la rupture, en gardant leurs propriétés de grande absorption. Ces matériaux sont donc très utiles dans le blindage des déchets radioactifs. Cette étude porte sur l’optimisation des conditions de synthèse, à l’échelle laboratoire, de conteneurs en argiles. La forme en conteneurs a été choisie pour tester les capacités d’absorption de ces matériaux en solutions de déchets. Les argiles choisies sont : un kaolin et une bentonite, naturelles. La méthode d’élaboration est la méthode classique de double calcination à haute température. Le temps de séchage et de première calcination des conteneurs, et de leurs couvercles, ont été optimisés. La seconde calcination a été effectuée à la température fixe de 1380°C. Cette étape étant indispensable à tous les procédés de cuisson de ces argiles. Les conteneurs en argiles sont les plus denses (≈2150-2170 kg/m3). Ils ont été obtenus pour le kaolin séché 3 jours et ayant subi une première calcination à 800 et 850°C. Les calcinations en dessous de cette température donnant un matériau fragile. Mots clés: Kaolin, bentonite, matériaux barrières, calcination, déchets radioactifs.

CIMDD (No.II-1-118) 2013

Elastic constants of Austenitic Stainless Steel: Investigation by the first-principles calculations Benyelloul Kamel 1, 2, Hafid Aourag1 1

Departement of physics, University of, Tlemcen 13000, Algeria ( [email protected]) Division:Application of Renewable Energies in Arid and Semi-Arid Environments/ Applied Research Unit on Renewable Energies/ EPST Development Center of Renewable Energies, URAER B.P. 88, ZI, Gart Taam Ghardaia, Algeria 2

ABSTRACT ▬. In this paper, the quantum mechanical simulation was applied based on the first principles calculations within the generalized gradient approximation (GGA) by using the efficient strain-stress method was applied to determine the different elastics constants of the face centred cubic austenitic stainless steel Fe0.62Cr0.185Ni0.185. Addition to this, elastic constants obtained from DFT were compared with those reported in the literature, and experimental. The prediction results obtained by the quantum mechanical method seem to be satisfactory Keywords: Austenitic stainless steel; First principles calculation

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CIMDD (No.II-1-197) 2013

Modélisation et évaluation des performances du procédé de Stabilisation/Solidification (S/S) du Cr (VI) par le test TCLP. K. MOUSSACEB1, Ch. BELEBCHOUCHE1, A. AIT-MOKHTAR2 1

Université A/MIRA Bejaia – Faculté de la Technologie- Route Targa-Ouzemour – Bejaia –06000- Algérie. ([email protected]) 2 Université de La Rochelle- LaSIE -Avenue Michel Crépeau-17042 La Rochelle Cedex

ABSTRACT ▬ Cet article porte sur l’étude du relargage du Cr(VI) stabilisé/solidifié par le liant hydraulique, type ciment CEM-IIA 42.5 de Ain Elkebira – Algérie, dans un milieu acide à 28 jours de cure. Trois mortiers ont été préparés avec des pourcentages massique différents du Cr2O3 à savoir 0.6%, 0.96% et 1.2%. La caractérisation par la diffraction des rayons X indique que le chrome accélère le processus d’hydratation des mortiers par rapport à échantillon témoin. Dans l’intervalle étudié [0.6%-1.2%], l’augmentation du pourcentage du Cr2O3 dans les matrices cimentaires induit l’augmentation des résistances mécaniques des mortiers. La lixiviation du Cr(VI) au cours du test Toxicity Characteristic Leaching Procedure (TCLP) et l’efficacité du processus de stabilisation/solidification dépendent de la concentration initiale du Cr(VI) et le temps de lixiviation. L’utilisation de la diffraction des rayons X a permis l’identification des phases cristallines à savoir CaCrO4.2H2O et Ca2Cr(OH)7.3H2O. Cette étude est complétée par la modélisation des données expérimentales qui ont révélé que le processus de lixiviation est beaucoup plus qu’un phénomène de surface dans le cas du chrome (dissolution ou précipitation). Keywords: Lixiviation, TCLP, XRD, modélisation, dégradation, déchet ultime (Cr2O3).

CIMDD (No.II-2-358) 2013 Utilisation d’un matériau poreux (charbon active granulé) pour l’adsorption et la bioadsorption du phénol d’un milieu pollué M. LOUCIF SEIAD1, S.ZEBOUDJ1, D.HANK1, 2, A.HELLAL1 1 Laboratoire des Sciences et Techniques de l’Environnement, Département de génie de l’environnement, Ecole National Polytechnique, 10 Avenue Hacen Badi, BP182 El Harrach (16200) Alger. ([email protected]) 2 Faculté des Sciences, Département de chimie, Université M’Hamed Bougara, Avenue de l'Indépendance, (35000) Boumerdès.

RESUME ▬ Le but de cette étude est l’investigation des phénomènes qui gouvernent le procédé d’adsorption et de bioadsorption du phénol sur un matériau poreux tel que le charbon actif granulé (CAG), ce dernier est utilisé en tant qu’adsorbant dans une étape et support dans une autre étape de ce travail, les deux procédés ont été étudiés séparément, l’étude cinétique montre que les données d'adsorption du phénol peuvent être décrites par une équation correspondante à une réaction chimique de pseudo second ordre, avec K2= 0.0065 mg.g -1.min-1 . La modélisation de l'isotherme a indiqué que le meilleur ajustement est obtenu avec le modèle de Langmuir, avec Qm=60.066 mg.g-1, KL=11 mg-1, l’influence de certains paramètres sur l'adsorption et la bioadsorption du phénol, permettent d'optimiser les conditions opératoires. Pseudomonas-aéruginosa est utilisée dans ce travail pour son pouvoir de dégrader le phénol, les bactéries préalablement adaptées à ce polluant (500 mg.L-1), le dégrade plus rapidement en solution (17 h). Les résultats expérimentaux indiquent que la quantité de phénol qui a été éliminée au cours de la bioadsorption est plus faible que celle au cours de l’adsorption. Mot clés : phénol, charbon actif, adsorption, biodégradation, bioadsorption, cinétique.

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CIMDD (No.II-2-415) 2013 Propriétés optiques de la structure aluminium/silicium-carbone amorphe hydrogéné Y. OUADAH1, A. KEFFOUS1 , H. MENARI1, M-A. OUADFEL2, A. BRIGHET2, M. KECHOUANE2 1

Centre de recherche de technologie des semiconducteurs pour l’énergétique CRTSE, Alger. ([email protected]) Laboratoire des couches minces semiconductrices de l’université Houari Boumediène, Alger.

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RESUME▬ Dans ce travail, nous nous intéressons aux propriétés optiques des couches minces de carbure de silicium amorphe de type a-Si1-XCX:H déposées sur du verre Corning 9075 par la pulvérisation cathodique DC magnétron. Nous avons appliqué un traitement sur les couches a-Si1-XCX :H qui consiste en un dépôt d’une fine couche d’aluminium (Al) suivi d’un recuit. Nous avons effectué des caractérisations avec un spectrophotomètre, du côté du verre, à chaque étape de la réalisation des échantillons. Nous observons, après le traitement thermique, une augmentation significative de l’absorption de la lumière dans les régions du visible et du proche infrarouge. Cette augmentation de l’absorption est due probablement au piégeage de la lumière introduit par les textures de surface à l’interface Al/a-Si1-XCX:H. Ce résultat offre une intéressante suggestion pour les applications photovoltaïques en technologie des couches minces. Mots clés: Couches minces. Silicium-carbon. Caractérisation optique.

CIMDD (No.II-1- 424) 2013

Poly (ethylene terephtalate)/ polystyrene nanocomposites based on organomodified montmorillonite R. CHABANE1, N. BOUSLAH1, N. HADDADINE1, N. BAIT2, A. BENABOURA1 1

USTHB - Faculty of chemistry, Laboratoire de synthèse Macromoléculaire et Thioorganique Macromoléculaire , Algiers- Algeria ([email protected]) 2 Centre de Recherche Scientifique et Technique en Analyses Physico chimiques, Algiers- Algeria

ABSTRACT ▬The effect of nanoclay on phase morphology development of poly poly(ethylene terephtalate)/ polystyrene (PET/PS) 50/50 blend has been investigated. Blends of PET /PS with and without organically modified montmorillonite (OMMT) nanoclay were synthesized by solution-cast technique. The organoclay was prepared by the traditional cation exchange reaction. It was incorporated at 3 weight % in the polymer matrix. The OMMT dispersion was evaluated by X-ray diffraction. The compatibilizing performance of the filler was investigated using differential scanning calorimetry (DSC), thermogravimetric analysis (TGA), and Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR). The changes in morphology caused by the addition of organically modified layered silicate on a 50/50 blend of PET/PS are investigated by scanning electron microscopy (SEM). The effect of the introduction of the modified montmorillonite on the cristallisation temperature (Tcris) of PET and PET/PS revealed the retardation of the crystallization rate of the PET. Keywords: polymer blend, montmorillonite, nanoparticle

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CIMDD (No.II-1-510) 2013 Spin Coating Method for development of transparent Molybdenum trioxide (MoO3) L.CHIBANE1, MS.BELKAID1 1

Laboratory of Advanced Technologies of Genie Electrics (LATAGE), Faculty of Electrical and Computer Engineering Mouloud Mammeri University (UMMTO), BP 17 RP 15000, Tizi-Ouzou, Algeria ([email protected])

ABSTRACT ▬ Molybdenum trioxide, MoO3, thin films have been deposited on glass substrates by Spin-coating method using ammonium heptamolybdate tetrahydrate ((NH4)6Mo7O244H2O ) as a single source precursor of Mo and O. They were subjected to atmospheric heat treatment at different temperatures (200°C, 400°C and 500°C). MoO3 thin films obtained, were characterized using X-ray diffraction techniques (XRD), Scanning Electron Microscopy (SEM), Energy Dispersed Spectroscopy (EDS) and integrating sphere. The XRD patterns of annealed films show the formation of ΜοΟ3 in a polycrystalline phase, formation of MoO3 was also confirmed by EDS. The SEM photographs show that the thin films obtained are in layer-type structure and their grains size increases with increasing of annealing temperatures. The measurement results of integrating sphere show that the MoO3 thin film prepared at 500°C transmit about 72% and reflect about 12% of the visible spectrum. Key words: Material, MoO3, oxide, lamellar, photovoltaic

CIMDD (No.II-2-531) 2013 Effet de la température de substrat sur les propriétés structurales et électriques des absorbeurs CuGaTe2 en couches minces A. MESSOUS1, A. BOULOUFA1, K. DJESSAS2 1.

Laboratoire d’Electrochimie et Matériaux, Université Ferhat Abbas de Sétif1, Algérie, Laboratoire Procédés, Matériaux et Energie Solaire, Université de Perpignan, France [email protected]

2.

RESUME ▬ Ce travail consiste la caractérisation structurale et électrique des absorbeurs en couches minces du CuGaTe2 élaborés par la technique de l’évaporation éclair (flash). Les échantillons ont été élaborés à différentes températures de substrat allant de l’ambiante à 330 °C. L’analyse à la diffraction aux rayons X a révélé une orientation préférentielle suivant (112) pour trois échantillons, avec apparition d’une phase secondaire correspondant à celle du Ga2Te3 pour des températures de substrat inférieures à 180 °C. Cette phase disparait à partir de 180 °C. Les paramètres de maille de la structure chalcopyrite du matériau sont : a = 5,46 Å et c/a = 2,15 Å. Les mesures électriques de la résistivité par la méthode des quatre pointes ont montrées que toutes les couches élaborées sont conductrices, avec des résistivités de l’ordre de 9.10-2 Ω.cm. La mesure des épaisseurs par profilométrie confirme le résultat obtenu par la DRX de l’échantillon élaboré à a température ambiante en raison de sa faible épaisseur. Mots clés: CuGaTe2, cellule solaire, DRX, Evaporation flash

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CIMDD (No.II-2-555) 2013

STUDY OF PERFORMANCE OF A SOLAR POWER TOWER (15 MW) SIMULATION AND RESULTS N.YAMANI1, A.KHELLAF2, K MOHAMMEDI1 1

L.E.M.I, University M’hamed Bougarra Boumerdes, UMBB, Boumerdes, Algeria. [email protected] Renewable Energy Development Center, CDER, Bouzareah,Algeria,

2

ABSTRACT▬ The concentrating solar power plants such as solar are excellent alternatives to conventional especially in countries which lie in the Sun Belt. These solar power plants, there are power towers that have shown their ability. In this work, we propose the design and simulation of a solar tower power to produce 15 [MWe] of utility-scale electric power each from solar thermal energy input, for its implementation in Algeria. It is usually divided into two subsystems: the solar field and power cycle (Rankine cycle). A numerical model of the solar field and power cycle were determined using the library STEC of the software TRNSYS. The site selected for the simulation is Tamanrasset located in south of algeria , weather data is include in TRNSYS from his collection (tm2). The steady-state power cycle performance was regressed in terms of the heat transfer fluid temperature, heat transfer fluid mass flow rate, and condensing pressure, and implemented in TRNSYS.. Keywords: Solar tower power, TRNSYS, Simulation, Solar Energy, STEC CIMDD (No.II-2-555) 2013

Les nanomateriaux au service de l’énergie solaire ABDOULKADER IBRAHIM IDRISS1, FADI ISSAM BAIDA2 1

Université de Djibouti, Centre de Recherche de l’Université de Djibouti, Avenue Georges Clemenceau, BP 1904, Djibouti ([email protected]) 2 Institut Franche-Comté Electronique, Mécanique, Thermique et Optique - Sciences et Technologies (FEMTO-ST), UMR 6174 CNRS, Département d’Optique P. M. Duffieux, Université de Franche–Comté, 25030 Besançon Cedex, France

RESUME▬Nos travaux de recherche s’orientent à l’insertion des structures de la nano-optique sur les panneaux photovoltaïques (PV). Nous avons mis au point une technique de production consistant à structurer des nano-ouvertures [1] ayant des formes différentes, à forte absorption de la lumière afin d’améliorer le piégeage de la lumière au sein des panneaux solaires pour parvenir à des rendements élevés (donc transformation en électricité importante) sans avoir besoin de les incliner pour suivre la trajectoire du soleil. A l’heure actuelle, nous avons réalisé une première étude théorique obtenue au moyen des codes de calculs numériques rigoureux utilisant les différences finies temporelles dite FDTD sur la conception de ces nanostructures métallo-diélectriques (ses formes, son architecture, ses dimensions caractéristiques, sa composition atomique), jouant le rôle des nano-concentrateurs optiques pour permettre de développer une nouvelle génération de cellules photovoltaïques. Pour ces nanostructures, il a été obtenu une transmission extraordinaire (dans le visible) pouvant aller jusqu’à 93% (sans PV), elles peuvent significativement améliorer la capacité d’absorption, de confinement sur les panneaux photovoltaïques et augmenter leur rendement. Ces nanostructures [2] restent un bon candidat comme nano-concentrateurs optiques pour éviter les pertes énergétiques que connaissent les panneaux solaires avec les capteurs actuels, et dont les conditions d’orientation et d’inclinaison nécessitent un contrôle plus régulier. Plusieurs perspectives sont envisagées et laisse entrevoir un développement sans précédent de technologies convergentes pour les Pays du Sud. Ces nanostructures absorbent la lumière aussi bien, voire mieux que les cellules solaires de technologie silicium par exemple, tout en nécessitant beaucoup moins de matériau semi-conducteur.

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CIMDD (No.II-2-554) 2013 Modelling technique and scanning Doppler Lidar for wind field assessment Lake Turkana, Kenya. VICTOR S INDASI1, MERVYN LYNCH, JOHN SUTTON AND FRANK YU1 1

Curtin University, PERTH, 6102, WA, Australia ([email protected])

ABSTRACT ▬ Generation of electrical energy from wind can be economically achieved only where a significant wind resource exists. In order to produce optimum energy output from wind farms, a thorough and reliable assessment of the wind resource over a given area is required. In this study, the main goal was to characterize the present wind characteristics at Lake Turkana region using Coherent Doppler LIDAR (CDL) data, anemometer data and coupled WRF-WAsP modeling technique. A detailed uncertainty analysis has been undertaken to identify challenges arising from comparing Lidar and mast measurements, instrument pointing accuracy and velocity retrieval accuracy in the far field.

CIMDD (No.II-2-555) 2013

Structural and electronic properties of ZnO nanowires from computational study H. BELKHALFA1*, A.BADIDI BOUDA1, N.DOUKHAN2. 1 2

Welding and control national research center (CSC) ([email protected]) Unity of research in MaterialsProcesses and EnvironmentBoumerdes University

ABSTRACT ▬ ZnO nanowires with different sizes and geometrical shapes have been studied by means of density functional theory (DFT) calculations. Atomic relaxation, energetic stability, and electronic properties of these nanostructures show that two first-principles calculations on the lattice- and electronic structures of a small-diameter infinite and truncated ZnO nanowire. The two calculations show excellent agreement with each other. For the small diameter nanowire, the lattice and electronic properties are determined by the relaxed surface. We find a similarity between the nanowire surface and the surface of the bulk material, and discuss the assignment of the rotational quantum number m to the bands. Keywords: ZnO nanowires; DFT study; Band structures; Quantum confinement; Size effect

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MATERIAUX COMPOSITES ET POLYMERES


CIMDD (No.III-1-4) 2013

Further tests on thin steel and composite fabricated stubs and numerical analyses FERHOUNE NOUREDDINE1, SEKIOU SOUMIA 2, MERDAS ABD EL GHANI3 1

University Badji Mokhtar, Annaba, ( [email protected]) University of Constantine 3 Civil engeneering departement, University of Sétif

2

ABSTRACT▬ In this paper, results of tests conducted on thin cold fabricated steel-concrete stubs are presented. The studied sections were made of two cold formed steel plates with U shape welded to form a steel box or an I shaped steel section. A nonlinear finite element model to investigate the behaviour and design of axially loaded concrete filled with cold-formed steel tube columns. The columns had different lengths so that the length-to-depth ratio varied from 0.49 to 24. Nonlinear models for confined concrete and steel welded tubes with taking into account the effect of residual stress of steel section were used in the finite element model. The study was conducted over a wide range of concrete cylinder strengths from 20 to 45 MPa. The depth of flat portion-to-plate thickness (d/t) ratio of the square and rectangular hollow sections ranged from 24 to 52, covering compact and slender sections. The main studied parameters were: the section dimension and the effect of the in filled concrete and its age. The results obtained from the finite element analysis were verified against experimental results. An extensive parametric study was conducted to investigate the effects of crosssection geometry and concrete strength on the behaviour and strength of the columns. The column strengths obtained from the finite element analysis were compared with the design strengths calculated using the Euro code 4. Keywords: Composite stubs, crystallized slag, load carrying capacity, fabricated steel

CIMDD (No.III-2-24) 2013 Influence de l'amélioration interfaciale par mercerisation sur les propriétés mécaniques des composites polyéthylène/farine de Genêt d'Espagne. S. IKHLEF1, S. NEKKAA1, N. HADDAOUI1 1

Laboratoire de Physico-Chimie des Hauts Polymères, Département de Génie des Procédés, Faculté Ferhat Abbas Sétif ([email protected])

Technologie, Université

RESUME ▬ L'objectif principal de ce travail est d'étudier l'influence de la mercerisation sur l'amélioration interfaciale polyéthylène basse densité/farine de Genêt d' Espagne. Les résultats montrent que le modification chimique de surface de la charge augmente considérablement l’adhésion à l’interface ainsi que les propriétés mécaniques de l’ensemble des composites élaborés et assure l'élimination partiale des hémicelluloses et de la lignine.

Mots clés: Charges végétales, mercerisation, Genêt d'Espagne, polyéthylène basse densité.

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Comparative Study of Two Methods for Construction of a Composite Material Consisting of indium microparticles electrodeposited on Silicon Modified by a Conductive Polymer

I. CHIKOUCHE 1, D. SELLOUM, A. SAHARI2, A. ZOUAOUI1. 1

Laboratoire de Croissance et de Caractérisation de Nouveaux Semi-Conducteurs, Faculté de Technologie, Université Ferhat Abbas Sétif 19000 Algérie. ([email protected]) 2 Laboratoire de Chimie, Ingénierie Moléculaire et Nanostructure, Université Ferhat Abbas Sétif 19000 Algérie.

ABSTRACT ▬ A new composite material based on the modification of the silicon surface by a polypyrrole film, then the electrodeposition of indium microparticules (Silicon / Polypyrrole-Indium) within the polymeric film has been developed and studied. The deposits are realized electrochemically. The pyrrole polymerization on the surface of silicon was carried out in an organic solution of acetonitrile by cyclic voltammetry. Then indium was deposited by electrochemical reduction in an aqueous solution by two different methods: one by direct reduction in a solution of indium ions and the other by inclusion of ions In3+ within the polymeric film. Different conditions that affect the material were studied. The deposits were characterized by electrochemical methods and atomic force microscopy AFM. Electrode materials obtained by the two methods were compared. Keywords: Electrodeposition, silicon, polypyrrole, indium, composite materials.


M3C, matériau composite à comportement contrôlé Kerboua Mohammed1, Megnounif Abdellatif 2, Benguediab Mohamed 2, Benrahou.KH 2et Kaoulala Fatima2. 1

Département de génie civil, Université du Tlemcen, Abou Bekr Belkaid, et Ingénieur en Travaux Autoroutier et Environnement, autoroute est-ouest ANA/DPN, ([email protected]) 3 Ingénieur en Travaux Autoroutier et Environnement, autoroute est-ouest ANA/DPN,

ABSTRACT ▬ Il existe plusieurs catégories de matériaux adaptatifs dont les plus connus sont les alliages à mémoire de forme (AMF, ou SMA pour shape memory alloy) et les matériaux piézo-électriques. Ils ont pour caractéristique particulière de changer de structure physique quand on les sollicite et de pouvoir retrouver facilement leur structure initiale. Les matériaux recensés dans cette catégorie ont tous un mode de fonctionnement propre. On qualifie certains de ces matériaux d’intelligents quand ils sont capables de garder une mémoire de leur structure (alliages ou polymères à mémoire de forme) ou bien de réagir spontanément et de manière autonome à des modifications d’environnement. Afin de mieux positionner le M3C dans cette famille, on rappelle brièvement les caractéristiques des principaux matériaux adaptatifs : les alliages à mémoire de forme et les matériaux piézoélectriques. Le M3C (Matériau Composite à Comportement contrôlé) est un matériau composite activé thermiquement. Celle-ci est réalisée grâce à des tresses de carbone qui sont connectée à un générateur de courant. Selon l’organisation de l’anisotropie de la structure, la déformation désirée est atteinte lorsque la température dans le composite augmente. Dans cet article, on présente le mode de fonctionnement du M3C et on compare ses performances par rapport à celles d’un matériau piézoélectrique. Pour ce faire, des poutres composites sur lesquelles sont collés des patchs piézoélectriques MFC (Macro Fiber Composite) sont comparées à des poutres fabriquées en matériau ordinaire. Keywords: matériaux adaptatifs, piézo-électriques, matériaux d’intelligents, réagir.

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Ab initio study of structural and electronic properties of barium chalcogenide alloys TOUIA AMINA1, AMERI MOHAMMED1, FODIL MERIEM1 1

Université Djillali Liabès, Faculté des Sciences, Département de Physique, Sidi- Bel- Abbés, 22000, Algérie. ([email protected])

ABSTRACT ▬ First-principles calculations have been used to investigate the structural and electronic properties of BaS(1-x)S(x) ternary alloy ,using full- potential muffin-tin orbital’s ( FP-LMTO) method within density functional theory (DFT). In this approach the local- density approximation (LDA) and generalized gradient approximation (GGA) are used for the exchange-correlation (XC) potential. The effect of composition on lattice parameter, bulk modulus, band gap and effective mass was investigated. The Deviations of the lattice constant from Vegard’s law and the bulk modulus from linear concentration dependence were observed for BaS (1-x) S(x) alloy. The microscopic origins of the gap bowing were explained by using the approach of zunger and co-workers. A reasonable is found from the comparison of our results with other theoretical calculations. Keywords: Semiconductors, ab-initio, approach of Zunger, (FP-LMTO) Method.


EFFICIENCY OF NATURAL POLYMERS IN LIQUID WASTE RECYCLING IN DIE HEAD OF TAKSEBT STATION, TIZI-OUZOU Y. BELHARAT1, K. NEZLIOUI1, S. KADOUCHE1, A. BEAUCHAMP3, L. ADOUR1,2,* 1.

Département de Chimie, Faculté des Sciences. Université Mouloud MAMMERI, 15000 Tizi-Ouzou, Algérie Laboratoire des Biotechnologies Environnementales et Génie des Procédés. Ecole Nationale Polytechnique, 16000 El-Harrach, Algérie. 3. SNC-LAVALIN International Inc. Station traitement Taksebt. Tala Bounane-Beni Aissa, 15000, Tizi-ouzou, Algérie. *[email protected] 2.

ABSTRACT▬ The use of aluminum sulfate in coagulation-flocculation process for treating turbid water generates dangerous by-products for human health, environment and increase of the aluminum concentration in the treated water. The objective of this paper is to investigate alternatives to conventional coagulants, flocculants. Natural materials, biomass, seem very promising due to their non-toxicity and biodegradability. These biopolymers can minimize and significantly reduce the cost of treatment. Chitosan produced by deacetylation of chitin extracted chemically by waste crustaceans (shrimps shells) was tested. Two chitosans were prepared in 40% of NaOH, without stirring, at 35°C for 7 days (chitosan A) and at room temperature (25±2°C) for 28 days (chitosan B). The initiative of this study was to test the behavior of natural polymers in water from washing filters of station Taksebt (near Tizi-Ouzou town). These waters are characterized by a turbidity of 350 NTU, a conductivity of 430 μS.cm-1 and a pH of 7.8. At room temperature, the kinetics of turbidity, pH and conductivity were followed during settling time for each dose of selected flocculants (0.8 to 1.6 mg.L-1 of chitosan). Comparisons made between chitosan A, chitosan B and synthetic flocculant (Flopam AN 905 SEP) recommended by the station show that biopolymers can reach in less than 5 minutes over 99% abatement of the turbidity with residual turbidity less than 1 NTU. Conductivity and pH of the supernatant did not undergo significant changes. Keywords: chitin, chitosan, basic deacetylation, liquid waste, management, settling, drinks waters.

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CIMDD (No.III-1-54) 2013 An analytical solution for nonlinear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber spacing BAKHTI KARIMA1, A.TOUNSI1,, EA ADDA BEDIA1. 1

Laboratoire Des Matériaux & Hydrologie, Université De Sidi Bel Abbes, BP89, Cité Ben Mhidi .Sidi Bel Abbes, ([email protected])

ABSTRACT ▬In this paper, the nonlinear and linear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber Spacing is studied. The von Karman strains are used to construct the nonlinear equilibrium equations of the plates subjected to transverse loadings. The governing equations are reduced to linear differential equation with nonlinear boundary conditions yielding a simple solution procedure. The results indicate that the more fibers distributed in the central portion of the plate may efficiently decrease the deflexion. The fiber distribution may change the stiffness of the plate. Keywords: Fiber spacing, Non-linear behavior, Classical plate theory (CPT), cylindrical bending.


Modèle de poutre euler-bernoulli et timoshenko dans l’etude des nano-materiaux ABDERRAHMANE BESSEGHIER1,3, ABDELOUAHED TOUNSI1 , LAKHDAR BOUMIA2 1 Laboratoire des Matériaux et Hydrologie, Université de Sidi Bel Abbés, BP 89 Cité Ben M'hidi, 22000 Sidi Bel Abbés, Algérie, ([email protected]) 2 Université de Sidi Bel Abbés, Département de physique, BP 89 Cité Ben M 'hidi, 22000 Sidi Bel Abbés, Algérie 3 Centre Universitaire de Tissemsilt, Institut des Sciences et Technologies, B.P 182,38000 Tissemsilt, Algeria

ABSTRACT ▬ Les nouveaux matériaux élaborés dans les ateliers de fabrication peuvent être analysés par les théories de résistance des matériaux. L'objectif de ce travail est l'étude des vibrations transverses des nanotubes de carbone. L’abréviation (CNTs) désigne le terme nanotube de carbone. Cette étude se concentre sur la vibration et propagation d'ondes dans les (CNTs), et plus précisément les (DWNT). On rappelle qu'on parle aussi de nanotubes de carbones à double feuillets (en anglais double-walled carbon nanotubes, DWNT). Pour cette étude, on emploie le modèle de poutre d'Euler-Bernoulli et le modèle de poutre Timoshenko. On étudie les effets de déformation rotatoire d'inertie et de cisaillement sur la propagation d'onde transversale dans différents nanotubes de carbone (CNTs) dans la marge de terahertz. Des résultats détaillés sont démontrés pour des vitesses d'onde transversale de CNTs double-wall, basées sur le modèle de poutre de Timoshenko et le modèle de la poutre Euler, respectivement. Les effets de la déformation rotatoire d'inertie et de cisaillement sont négligeables et la propagation d'onde transversale peut être décrite d'une manière satisfaisante par le modèle existant de simple poutre Euler seulement quand la fréquence est lointaine au-dessous de plus basse fréquence critique. Pour le modèle Timoshenko on fait intervenir l'effet de l'inertie rotatoire et de la déformation de cisaillement, qui fait impliquer deux équations d'ondes couplées. En particulier, l'inertie et la déformation rotatoires de cisaillement ont un effet significatif sur les vitesses de d'onde et les fréquences critiques particulièrement pour CNTs de plus grands rayons. Mots-clés: Matériaux, Nano-structures, Vibration, Timoshenko-beam, interaction de Van der Waals.

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CIMDD (No.III-2-58) 2013 Synthèse et polymérisation de monomères cycliques phosphonés pour l’ignifugation des textiles C.NEGRELLE-GUIRAO1 , A. MANSERI1 , B. BOUTEVIN1 1

Institut Charles Gerhardt, Ingénierie et Architecture Macromoléculaires, UMR (CNRS) 5253, Ecole Nationale Supérieure de Chimie de Montpellier, 8 Rue de l’Ecole Normale, 34296 Montpellier, France

ABSTRACT▬ Depuis Juillet 2008, l’Union Européenne bannit une grande partie des retardateurs de flamme halogénés actuellement sur le marché pour des problèmes environnementaux. Les produits phosphorés s’avèrent une alternative prometteuse. L’objectif de ce travail concerne la synthèse de monomères allyliques phosphonés cycliques, leur télomérisation, polymérisation et copolymérisation en solution par voie radicalaire mais aussi les premiers « essais feu » effectués. Les monomères allyliques phosphonés cycliques sont synthétisés par transestérification entre un glycol possédant une double liaison et un hydrogénophosphonte. L’homopolymérisation radicalaire du dioxaphosphorinane hydrogéné amorcé par l’AIBN nous a permis d’obtenir des polymères présentant deux distributions chromatographiques composées respectivement d’oligomères et de polymères de hautes masses molaires. L’espèce présente une structure hyperbranchée avec des solubilités faibles qui nuisent aux futures applications. Des solutions alternatives ont été proposées comme la télomérisation de ce même monomère avec l’hydrogénophosphonate de diméthyle comme agent de transfert conduisant à une seule population d’oligomères. Le remplacement de l’hydrogène lié au phosphore par un groupement alkyle ou aryle simplifient le mécanisme de polymérisation pour former des chaînes macromoléculaires dans lesquelles les groupements phosphonés sont situés dans les chaînes latérales. La copolymérisation Accepteur/Donneur entre l’anhydride maléique et les allyl éthers phosphonés a été envisagée pour produire des copolymères alternés avec possibilité d’introduire des groupements différents comme les acides carboxyliques, potentiellement intéressants pour la résistance au feu. Une dernière solution, utilisant la synergie des atomes d’azote et de phosphore, a été mise en œuvre par la synthèse d’oligomère allyl amine phosphonés par polymérisation radicalaire en solution aqueuse. Un bilan de tous les polymères phosphonés a été réalisé dans le but de tester leurs performances en tant que retardateurs de flamme. Les caractérisations thermogravimétriques et microcalorimètres ont montré une bonne thermostabilité des télomères comme des copolymères et une chaleur dégagée équivalente au produit de référence. Les essais feu sue textile au cône calorimètre montrent des résultats encouragents sur les télomères et copolymères AD dioxaphosphorinanes synthétisés.

CIMDD (No.III-1-63) 2013 Etude de la dégradation thermique du poly (N-vinylcdarbazole), PVK, modifié par des unités phtalocyanine et le calcul des paramètres cinétiques Z. DJETOUI1, B. BOUZEREFA1 1

Faculté de technologie. Département de Génie des procédés. Université Ferhat Abbas, Sétif. ([email protected])

RESUME ▬ Le travail présent dans cette étude résume l’étude du comportement thermique du poly (Nvinylcarbazole) PVK modifié par un dopant: l’unité phtalocyanine. La thermostabilité de ce matériau est déterminée par la technique thermogravimétrique dynamique (ATG/DTG) et par la calorimétrie différentielle à balayage (DSC). L’objectif de ce travail consiste à mettre en relief d’une part l’influence des conditions opératoires: vitesses de chauffe, l’atmosphère environnante (oxydante ou inerte), la valeur du débit, la masse initiale de l’échantillon. D’autre part, la dépendance des méthodes numériques (différentielles ou intégrales) appliquées lors du traitement mathématique des données thermogravimétriques. A l’issu des résultats obtenus, nous avons pu mettre en évidence, l’influence de la sensibilité des méthodes différentielles (Kissinger et Chatterjee-Conrad) et intégrales (MacCallum-Tanner). Les valeurs de l’énergie d’activation et du facteur pré-exponentiel obtenues pour un ordre égale à deux, par la méthode de MacCallum-Tanner et Kissinger concordent parfaitement, cependant nous avons observé un écart important avec celle obtenue par la méthode de Chatterjee-conrad. Ceci peut être attribué aux mécanismes complexes de cessions de chaines pendant la dégradation thermique du matériau ce qui a conduit à l’obtention de différentes valeurs de l’énergie d’activation.

Mots clés: Poly N-vinylcarbazol, PNVK- Dégradation thermique, TGA ; DSC 47



Polymérisation et Copolymérisation des Ethers Vinyliques Phosphonés et leurs Applications F.IFTENE 1, 2, A. MANSERI 1, G. DAVID 1 , B. BOUTEVIN 1 ,R. MEGHABAR 1 1

Institut Charles Gerhardt, Ingénierie et Architecture Macromoléculaires, UMR CNRS 5253, Ecole Nationale Supérieure de Chimie de Montpellier, 8 Rue de l’Ecole Normale, 34296 Montpellier, France 2 Laboratoire de Chimie des Polymères, Université d’ Oran , BP 1524 , El – Mnaouer, Sénia , Oran, Algérie [email protected]

ABSTRACT ▬ L’incorporation de groupements phosphorés au sein d’une matrice polymère représente un enjeu important tant d’un point de vue fondamental qu’appliqué. En effet, les propriétés de complexation des groupements phosphorés, couplées à celles d’adhésion (essentiellement aux surfaces métalliques) offrent des applications potentielles très variées. Les applications les plus communes des polymères phosphorés sont essentiellement en tant que résine dentaire, résine échangeuse d’ions ou encore comme agent d’ignifugation. En outre, de part leurs propriétés d’adhésion aux métaux, ils sont couramment utilisés comme revêtement protecteurs de surfaces métalliques contre la corrosion. Les polymères phosphorés développés actuellement pour l’anti-corrosion sont obtenus par polymérisation radicalaire de monomères de type méthacrylate, porteurs de fonctions phosphate tels que le Sipomer® ou le Phosmer®. Récemment, des méthacrylates ou méthacrylamides porteurs de fonctions de type phosphonate ont été synthétisés et polymérisés, les fonctions phosphonate étant plus résistantes à l’hydrolyse que leurs homologues phosphate. En revanche, la fonction méthacrylate reste le point faible (hydrolytiquement) de ces polymères. L’objectif de ce travail est de développer une nouvelle série de polymères porteurs de groupements phosphonate et plus résistant à l’hydrolyse que les méthacrylates ou méthacrylamides. Nous nous sommes ainsi directement intéressés aux monomères de type éthers vinyliques porteurs de fonctions phosphonate. Il semble clair que la liaison éther demeure plus stable à l’hydrolyse que la fonction ester, notamment. Une échelle de stabilité vis à vis de l’hydrolyse est d’ailleurs présentée au schéma 1.

Schéma1:Echelle de stabilité à l’hydrolyse de monomères porteurs de fonctions phosphorées

Si les monomères éthers vinyliques phosphonates semblent très intéressants d’un point de vue hydrolytique, ils ne sont pas accessibles commercialement. En outre, les éthers vinyliques sont bien moins réactifs que leurs homologues acryliques en polymérisation radicalaire et nécessitent très souvent d’être copolymérisés par voie radicalaire en présence de monomères fortement accepteur d’électrons. .

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CIMDD (No.II-1-64) 2013 Variations des propriétés de base d’un verre nucléaire aluminosilicate riche en Ti en fonction de la teneur en Ce A. DJERIDI1, S. MOUHAMMOU1, N. KAMEL2, A. BENMOUNAH1, D. MOUDIR2, Z. KAMEL2, KAMARIZ2, Y. MOUHEB2, F. AOUCHICHE2

R. SOUAG1, S.

1

Université M’Hamed Bougara de Boumerdès, Faculté des Sciences de l'Ingénieur, Département Génie des matériaux, Avenue de l’Indépendance, 35000 - Algérie ([email protected]) 2 Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Division des Techniques nucléaires, 2. Bd Frantz Fanon, BP : 399, Alger-RP, Alger

RESUME ▬ Les verres nucléaires de stockage de déchets radioactifs aluminosilicatés sont encore peu étudiés. Ils présentent toutefois une solution actuelle pour la protection de l’environnement, contre la dissémination des déchets. L’objectif de cette étude est d’obtenir un verre nucléaire aluminosilicaté, homogène, riche en titane (Ti) : SiO2-Al2O3CaO-MgO-ZrO2-TiO2, avec des teneurs variables en dopant, élément de terre rare, à une température de fusion 1350°C. L’élément de terre rare choisi est le cérium (Ce). Le titane est un élément de base pour la précipitation des phases secondaires parasites. L’analyse par diffraction des rayons X (DRX) et microscopie électronique à balayage (MEB) a montré que pour des teneurs en oxyde de Ce comprises entre 0 et 15 %, un verre homogène, sans phase secondaire de précipitation, est obtenu. Les propriétés physico-chimiques des verres synthétisés varient peu avec la quantité du dopant, le Ce, surtout pour les teneurs massiques inférieures à 9%. La densité géométrique des verres est représentative de celle des verres nucléaires. Elle est comprise entre 2,2661- 2,7104 g/cm3, et augmente légèrement avec l’augmentation du taux de dopant, le Ce. La densité d’Archimède des verres obtenus croit avec la teneur en Ce. Elle est comprise entre 2.827 et 3.049 g/cm3. Il en est de même pour la dureté Vickers, qui est comprise entre 680 et 862 HV. Les volumes molaires oxygènes augmentent sensiblement avec le taux de Ce dans le verre, de 12.55 à 12.75 cm3/mol, ce qui indique qu’il n’y a pas de volatilisation significative des composés alcalins lors de la fusion (Na, Ba, etc.). L’analyse thermique différentielle (ATD) nous a permis de déterminer les températures de changement de phases des verres. La température de transition vitreuse, située autour de 800°C, diminue légèrement avec l’augmentation du taux de Ce des verres. Elle est cependant supérieure à celle de la température des colis de déchets, située autour de 550°C. L’inverse est observé pour les températures de cristallisation et de fusion, qui varient de 1010 à 1020°C et de 1181 à 1290°C, respectivement. L'ensemble de ces résultats montre que les verres étudiés sont tous homogènes. Leurs propriétés varient peu avec la quantité de Ce dans le matériau. Mots clés: Verre nucléaire, aluminosilicate, volume molaire, transition vitreuse, cristallisation.

CIMDD (No.III-2-70) 2013 Computation of the SIF for repaired semi-circular surface cracks in finite-thickness plates with bonded composite patch A. BOULENOUAR1, A. BENOUIS2, N. BENSEDDIQ3 1

LMSR, Mechanical Engineering Department, University Djilali Liabes of Sidi-Bel-Abbes, BP. 89, City Larbi Ben Mhidi, Sidi Bel Abbes 22000, Algeria. ([email protected]) 2 Laboratoire de Mécanique de Lille, UMR CNRS 8107, Université de Lille I, 59655 Villeneuve d’Ascq Cedex, France 3 LMPM, Mechanical Engineering Department, University Djilali Liabes of Sidi-Bel-Abbes, BP. 89, City Larbi Ben Mhidi, Sidi Bel Abbes 22000, Algeria.

ABSTRACT▬ In this article, the analysis of the behavior of surface cracks in finite-thickness plates repaired with bonded composite patch subjected to traction effect is performed using three-dimensional finite element methods. The stress intensity factor at the crack-front was used as the fracture criteria. The stress intensities at the internal and external positions of repaired surface crack were compared. The effects of the mechanical and geometrical properties of the adhesive layer and the composite patch on the variation of the stress intensity factor at the crack-front were analyzed. The obtained results show that the presence of the bonded composite repair reduces significantly the stress intensity factor, which can improve the life span of the structure.

Keywords: Bonded composite repairs; Patch; Surface cracks; Stress intensity factor; Finite-thickness plates; Finite element method

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Synthèse et caractérisation d’un nouveau matériau à base des polymères cellulosiques modifiés par copolymérisation radicalaire- Application en environnement DJ. GHEMATI1, DJ. ALIOUCHE1 1

Laboratoire de Traitement et Mise en Forme des Polymères, F.S.I., Université M. Bougara, Boumerdes, 35000, Algérie. ([email protected] )

RESUME ▬ L'augmentation des coûts et les considérations environnementales liées à l'utilisation des matériaux commerciaux, a induit des travaux de recherches significatifs visant à développer des nouveaux matériaux de faible coût, dérivés des ressources renouvelables. Dans ce contexte, les avantages d'utiliser la cellulose comme base pour la conception de nouveaux matériaux adsorbants sont liés principalement à sa large abondance, son faible coût et à la facilité relative avec laquelle elle peut être modifiée chimiquement. La capacité des cyclodextrines à faciliter l’inclusion de molécules chimiques peut être exploitée pour obtenir de nouveaux matériaux greffés avec des performances particulières. Pour cela une nouvelle approche est proposée pour clarifier l’avantage de la cyclodextrine, et la cellulose a été modifiée chimiquement par greffage de la β-cyclodextrine, puis l’étude de l’adsorption des colorants synthétiques (basique, acide, réactif) et des composés aromatiques (le phénol et l’hydroquinone) à différents pH a été étudie. Le greffage est initié par les ions cériques et confirmé par analyse infrarouge (FTIR) et MEB. Les expériences d’adsorption d’équilibre ont été réalisées dans des solutions aqueuses avec un temps d’équilibre de 24 heures. Nos résultats indiquent la formation d’une liaison chimique permanente entre la β-cyclodextrine et le matériau. Les polymères cellulosiques peuvent être efficacement modifiés sans changement significatif dans les propriétés structurales. Les résultats d’adsorption montrent l’aptitude des échantillons traités à fixer les polluants organiques. Mots clés: cellulose; greffage, supramolécule; polluants aromatiques; adsorption

CIMDD (No.III-1-79) 2013 Chemical modification of corn starch for use in composite materials S. SAHI1, H. DJIDJELLI 1 1

Organic Materials Laboratory, Department of Process Engineering, Faculty of Engineering, University A. Mira of Bejaia, Bejaia, Algeria. ([email protected])

ABSTRACT ▬ The paper presents results of a study to demonstrate the usefulness of the chemical modification of corn starch. The corn starch was treated with 1% sodium hydroxide solution (NaOH) and acetylated with acetic anhydride (AA) to 35%. The FTIR spectra analyses indicates the decrease in the intensity of the OH group in the area between 3750 and 3000 cm-1 and the appearance of the acetyl group at 1745 cm-1 for acetylated starch . Thermal analysis (TGA and DTA), shows that the alkaline treatment does not improve the thermal properties of corn starch, by cons acetylation increases its thermal stability and decreases its degradation rate. The wettability of corn starch was also affected by these chemical changes, because it was found that powders starch chemically modified with NaOH and AA float on the water surface. In contrast the untreated powder precipitates straight into distilled water. Keywords: starch, composites, chemical modification.

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CIMDD (No.III-2-82) 2013 Ageing Effects on Ultrasonic Waves Propagation in Low Density Polyethylene film S.F.CHABIRA1, M.SEBAA1, R. HUCHON 2 1

Université de Laghouat, Laboratoire de mécanique, BP 37 G Laghouat 03000 (Algérie). ([email protected]) Université de Bordeaux I, Laboratoire de mécanique physique, URA CNRS 351, cours de la libération 33405 Talence cedex (France). 2

ABSTRACT ▬ Weathered Polyethylene films (LDPE) have been characterized at different aging stages by means of tensile tests measurements and by ultrasonic analysis. Infrared spectroscopic analyses have been performed to follow the evolution of the chemical structure of the material i.e. how it oxidizes and do chain scission reactions and/or crosslinking occurs. These photochemical reactions have a great impact on the mechanical and on the physical properties of the films. This leads mainly to a higher rigidity, recognized by the increasing of Young's modulus and by that of ultrasonic wave velocities as well. A polar representation of these two greatnesses shows well that the rigidity and the anisotropic character of the film change with exposure time. Keywords: Polyethylene, Ageing, Young’s modulus, Ultrasonic waves, velocity, Attenuation

CIMDD (No.III-1-100) 2013 Electromagnetic shielding, structural and thermal properties of PANI/PU composites S. Zeghina1, S. Lamouri1, N. Fodil-Cherif1, C. Liang2, J. Gest2, J-C. Carru2 1

Laboratoire de Chimie Macromoléculaire. Ecole Militaire Polytechnique. BP17, Bordj El Bahri.16111. Alger. Algérie. ([email protected]) 2 UDSMM, Université de Littoral Côte d’Opale, BP717, Centre de la Mi-Voix, Calais, France.

ABSTRACT ▬ Conducting polymer composites based on conductive organic/inorganic fillers dispersed in insulating matrix have been widely investigated during last decade because of their widespread applications such as electromagnetic shielding materials, microwave absorbers and electrostatic discharges. In this context, the aim of the present work is the elaboration of composites based on polyaniline (PANI) and polyurethanes (PU). The polyurethanes were made respectively from aliphatic (HDI) and aromatic (TDI) polyisocyanate, in order to check the influence of the nature of the isocyanate on the structural, thermal and dielectric properties of the composites. The PANI-HCl was synthesized following an internally optimized process which has allowed us to obtain high conductivity value around 15 S/cm. This later has pushed us to prepare a formulation composites based on (PANI/PU-HDI) and (PANI/PU-TDI) with different concentrations of PANI ranging from 0 to 30 %wt. The composites percolation threshold was deducted from the electrical conductivity measurement. The structure of the samples was investigated by X-ray diffraction, which revealed behavior that varied as a function of the concentration of PANI in composites and the nature of polyisocyanate used. The composites thermal analysis was carried out by using differential scanning calorimetry (DSC). Clear increases in glass transition temperature have been observed within the different incorporated PANI content. In the meanwhile, the dielectrics constants and alternative conductivity were investigated at room temperature in the frequency range of 8 to 18GHz, it was concluded that composite dielectric properties were influenced by PANI loading and polyurethane components nature. The best electromagnetic shielding effectiveness measured in the microwaves bands was recorded with (PANI/PU-HDI) films after percolation threshold. Keywords: Polyaniline, polyurethane, composites, electromagnetic shielding effectiveness.

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CIMDD (No.III-2-115) 2013 Environmental impact of the presence of phthalates (DOP) in food packaging M. O. BOUSSOUM1, N. BELHANECHE-BENSEMRA1 1 Laboratoire des Sciences et Techniques de l’Environnement, Ecole Nationale Polytechnique, BP 182 El-Harrach, Alger, Algeria ([email protected].)

ABSTRACT▬ This work is therefore in order to study the partial replacement of the plasticizer ordinarily used dioctyl phtalate (DOP) by the permanent plasticizers EVA and ABS in order to reduce migration of additives initially contents in polyvinyl chloride (PVC) stabilized with expoxidized sunflower oil (ESO). Migration tests with agitation to 40° C in sunflower oil and ethanol at 15 % were made. Migration phenomenon is studied on the basis of mass and peroxyd indication of sunflower oil variation, and the technical analysis: gas chromatography- mass spectrometry (CG/SM), scanning electron microscope (SEM). Keywords: PVC, migration, DOP, CG/SM, SEM.

CIMDD (No.III-1-129) 2013 L’influence de l’épaisseur de la couche du polymère conducteur sur l’efficacité d’un blindage électromagnétique multicouche A.ANSRI, M. HAMOUNI, S. KHALDI Laboratoire de recherche sur les macromolécules (LRM) département de physique, faculté des sciences, université de Tlemcen, Tlemcen (13000)-Algérie ([email protected])

RESUME ▬ Ce travail, est une contribution à l’étude de l’efficacité d’un blindage électromagnétique multicouche à base de polymères conducteurs composites. L’objectif de cette étude, est d’examiner les variations de l’efficacité en fonction de l’épaisseur de polymère conducteur composite et de la fréquence de la source de rayonnement. A cet effet et dans une première étape, nous fixons les épaisseurs de différentes couches du blindage et faisons varier la fréquence de la source de rayonnement. Dans une deuxième étape, nous fixons la fréquence de la source de rayonnement et faisons varier l’épaisseur de la couche du polymère conducteur. Les différents résultats que nous avons obtenus au cours de ce travail, montrent que l’efficacité et d’un blindage électromagnétique multicouche augmente avec l’augmentation de la fréquence de la source de rayonnement et l’épaisseur de la couche du polymère conducteur. Mots clés : polymère conducteur, couche absorbeur, blindage tricouche, efficacité, fréquence

CIMDD (No.III-2-168) 2013 Influence of mineral fillers on the dielectric behavior of epoxy resin TOUATI TLIBA E.1, BENMARKAT N. 1, IREKTI A. 1, 2, BEZZAZI B. 2, ZIBOUCHE F. 2, ARIBI C. 2, HAMI B. 2 1 2

Département de Chimie, Faculté des sciences, université M’Hamed Bougara Boumerdes Unité de recherche Matériaux, Procédés et Environnement, Université M’Hamed Bougara Boumerdès

ABSTRACT ▬ This study aims to develop new composite materials based dielectric epoxy resin loaded with mineral powders and characterized to determine the dielectric constants and discern the contribution of the local mineral fillers, rich in silica such as slag, pozzolana. This application allows us to use the matrix developed as an electrical insulator. The results of our study show that the use of fillers further improves the dielectric properties of these matrices. After a conditioning time, the values of capacitance and resistance obtained are very remarkable. Comparing our results with previous work with the addition of pure silica, we note that our composites have better properties at a low cost. The influence of hygro-thermal is much less important for the loaded resin. Our composites can be developed subject to external environmental influences and they have a range of wide usage in dielectric. Keywords: Thermosetting matrix, mineral fillers, dielectric properties, resistivity, capacity. 52



Etude physicochimiques et mécaniques d’un nouveau matériau composite du caoutchouc acrylonitrile butadiène et la silice fumée. F. SEBTI1, F. DJERBOUA1 1

Laboratoire LMPMP. Université Ferhat Abbas Setif. ([email protected])

RESUME ▬ Notre étude a porté sur L’effet renforçant au niveau de caoutchouc par les nanoparticules de la silice fumée, une charge minérale très polaire. Pour cela une série de formulations où la concentration de l’agent vulcanisant a été variée de 0.2%―1.0% ont été préparées, vulcanisées et caractérisés. Dans une deuxième série ou la concentration de l’agent vulcanisant a été fixée à 0.5%, la concentration de la silice fumée a été variée de 1%―25%. Des formulations ont été préparées caractérisées avant et après vulcanisation. La caractérisation de nos matériaux a été faite en considérant les méthodes suivantes : Spectroscopie infra rouge, le gonflement, extraction, résistance à l’absorption des hydrocarbures et mesure des propriétés mécaniques. Les résultats obtenus montrent l’efficacité de la silice fumée sur les propriétés des vulcanisats du caoutchouc acrylonitrile butadiène et leur stabilité. Ils démontrent aussi l’évolution de la résistance à l’absorption des hydrocarbures et l’augmentation de la rigidité au niveau du matériau. Mots clés : NBR, SiO2, Vulcanisation, Peroxyde de dicumyle, Renforcement d’élastomère, nanomatériaux.


Chemical Synthesis and Characterization of Poly(Hydroxymethylthiophene) (PHMT) D. HERAOUDJI1, N. DJELALI 1 1

Laboratory of treatment and formatting of fibrous polymers (UMBB), Algeria ([email protected])

ABSTRACT ▬ Chemical oxidative polymerization with (NH4)2S2O8 (Ammonium persulfate) as oxidant, in watermethanol solvent at the different temperature and oxidant/monomer rapport, Poly(hydroxymethylthiophene (PHMT) was prepared. An attempt has been made to investigate the effect of temperature and concentration of (NH4)2S2O8 oxidant on the polymerization of Poly(hydroxymethylthiophene (PHMT). The polymers obtained were characterized using different techniques. The FT-IR spectra of 3-thiophenemethanol monomer and polyhydroxymethylthiophene (PHMT) show that the characteristic absorption bands of polythiophene are similar to those prepared by traditional method. Thermal gravimetric analysis (TGA) and differential scanning calorimetry (DSC) were used to characterize the weight-loss and phase behavior of PHMT as a function of temperature. Keywords: conducting polymer, poly(hydroxymethylthiophene), chemical polymerization.

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CIMDD (No.III-1-178) 2013 Comportement mécanique en statique et en fatigue des mousses polyuréthanes à cellules ouvertes K. BOUCHAHDANE1, A. BEZAZI1, F. SCARPA2 Laboratoire de Mécanique & structures (LMS), Département de Génie Mécanique ; BP. 401 Université 8 Mai 1945 Guelma, Algérie. ([email protected]) 2 Department of Aerospace Engineering, University of Bristol, Queens Building, University Walk, BS8 1TR Bristol, UK. 1

RESUME ▬ L’élaboration et la caractérisation de mousse polyuréthane (production Algérienne) à cellules ouvertes dédiée pour cette étude consiste à une étude du comportement mécanique en compression statique et fatigue cyclique. Dans ce travail une technique est présentée pour la réalisation de la transformation de ce type de mousse d’un état conventionnel ou originale ayant un coefficient de Poisson positif à un état transformé ou auxétique ayant un coefficient de Poisson négatif, via un dispositif conçue spécialement. Des comparaisons en compression statique sont faites pour des mousses conventionnels et transformés en auxétiques. Les résultats obtenus ont montré le degré d’influence du taux de compression sur le comportement mécanique en compression des mousses. Les essais de fatigue cyclique sont menés en contrôle-déplacement pour différents niveaux de chargement r. Le suivie de l’endommagement des éprouvettes auxétiques par charge et décharge permet de tracer l’évolution de la perte de charge F/F0 en fonction du nombre de cycles N qui se déroule en trois phases différentes. Les boucles d’hystérésis des différents niveaux de chargement sont aussi identifié en fonction du nombre de cycle ce qui conduit a l’évaluation de l’énergie dissipée Ed dont l’évolution en fonction de N déroule en deux stades. Mots clé : Mousses Polyuréthane, auxetique, compression, fatigue, comportement mécanique

CIMDD (No.III-1-182) 2013 Synthèse et caractérisation de la polycaprolactone GUIROUS H.1, DJELALI N.1 1

Laboratoire de traitement et de mise en forme des polymères fibreux, Département de Chimie, Faculté des Sciences, Université M’hamed Bouguerra-Boumerdès, Algérie. ([email protected])

RESUME▬La polycaprolactone est un polymère synthétique appartenant à la famille des polyesters aliphatiques, elle est obtenue par polymérisation d’ouverture de cycle du monomère ε-caprolactone. Son application principale se trouve dans le domaine biomédical grâce à la possibilité d’hydrolyser les fonctions esters de la chaîne polymère et de la biocompatibilité des produits de dégradation. De même sa perméabilité et sa non- toxicité, ce polymère est largement utilisé pour l’encapsulation des substances actives dans des microsphères ou des nanosphères de polymère. L’objectif de ce travail est de synthétiser la polycaprolactone par polymérisation en solution et en masse. Les deux échantillons obtenus ont été caractérisés par différentes méthodes d’analyses telles que : la résonance magnétique nucléaire du proton RMN 1H, la spectroscopie infrarouge IR, l’analyse calorimétrique différentielle DSC, et le microscope électronique à balayage MEB. Mots clés : ε-Caprolactone, Polycaprolactone, Polyester, La biodégradabilité.

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Etude comparative d’un blindage électromagnétique à base de polymères conducteurs composites en champs proche et lointain: influence de la fraction des inclusions conductrices sur l’efficacité du blindage électromagnétique. S.HEDDAR1, M. HAMOUNI1, S. KHALDI1 1

Laboratoire de recherche sur les macromolécules (LRM) département de physique, faculté des sciences, université de Tlemcen, Tlemcen (13000)-Algérie ([email protected])

RESUME ▬ Le présent travail, constitue une contribution théorique à l’étude de la variation de l’efficacité d’un écran de blindage électromagnétique, à base de polymères conducteurs composites (HDPE/V2O3) et (LDPE/V2O3), en fonction de la fraction volumique des inclusions conductrices en champs proche et lointain). A cet effet, nous fixons la fréquence de la source de rayonnement égale à : f=25.025 GHz. En tenu compte des conductivités de nos échantillons, l’approximation du bon conducteur (σ / ωε0 >> 0) est toujours vérifiée. L’épaisseur de l’enceinte blindée dans les deux cas a été choisie supérieure à la profondeur de pénétration δ de l’onde électromagnétique dans le matériau de blindage (d = 3.10-2 m); le matériau de blindage est électriquement épais. Ceci nous permet de négliger la contribution, M, due aux réflexions multiples lors du calcul de l’efficacité globale SE. La distance entre la source de rayonnement et l’écran de blindage électromagnétique (r = 8.10-4m) dans le cas du champ proche. Mots clés : polymères conducteurs composites, blindage électromagnétique, efficacité, distance, champ proche, champ lointain.

CIMDD (No.III-1-193) 2013 Etude d’effets de noir de carbone sur le déchirement des films en polyéthylène à haute densité dans les différentes directions d’extrusion A. BOUTI1, Y. MENAIL1. 1

Laboratoire de Mécanique des matériaux et maintenance industrielle LR3MI ; Département de Génie Mécanique Université Badji Mokhtar BP 12 ; 23000 Annaba, ([email protected])

RESUME ▬Les matières plastiques font partie de notre quotidien, sous différentes formes et différentes couleurs, à tel point qu’ont ne peux plus s’en passer. Télévision, ordinateur, téléphone, stylo, tous ses outils du quotidien en font parti. Ce travail avait pour objectif de comprendre le comportement des films en polyéthylène à haute densité. Dans ce travail, nous nous intéressons à l'influence du noir de carbone sur les caractéristiques mécaniques des films. Le comportement mécanique des matériaux vierges et rechargés a été caractérisé. Les évolutions des caractéristiques d’élasticité, de plasticité et de rupture ont été identifiées. Des comparaisons entre les différents modes de chargements ont permis de mettre en avant l’effet complexe du noir de carbone sur les caractéristiques des matériaux étudiés. Mots clés: noir de carbone, polyéthylène à haute densité, déchirement des films.

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CIMDD (No.III-2-202) 2013 Synthesis and antimicrobial activity of gelatin-thiazolidine derivative based nanohybrids A. HAROUN1, SHEREIN I. ABD EL-MOEZ2, KORANY A. ALI3 1

Chemical Industries Research Division, National Research Centre, Cairo 12622, Egypt. [email protected] Microbiology and Immunology Department, National Research Center, Cairo 12622, Egypt. 3 Applied Organic Chemistry Department, National Research Center, Cairo 12622, Egypt. 2

ABSTRACT▬ This work deals with preparation and characterization of gelatin-thiazolidine derivative based nanohybrids. Furthermore, evaluation of the antimicrobial activities against different pathogens was carried out. Gelatin-thiazolidine nanohybrids were synthesized via a ring closing mechanism in the presence of an alkaline medium and/or montmorillonite (MMT) modified with dodecenyl succinic anhydride (DSA). The prepared nanocomposites were characterized using FTIR, TGA and TEM. Moreover, the prepared nanohybrids were evaluated for antimicrobial activity using a disc diffusion method against a Gram positive (Staphylococcus aureus and Streptococcus pneumonia) and a Gram negative bacterium (Salmonella Typhimurium), in addition to some fungi (Candida albicans and Aspergillus fumigatus). The prepared nanohybrids based on thiazolidine exhibited high inhibitory effects at different concentrations (1.6-25 µg/ml) against all aforementioned microorganisms in comparison with gelatin-thiourea derivatives. In other words, the synthesized thiazolidine ring led to antimicrobial activity enhancement. Moreover, the MMT-DSA with nanoparticles size around 9-19 nm played an important role for enhancing the antimicrobial activity. Keywords: antimicrobial activity; biomaterials; gelatins; thiazolidine; nanohybrids.

CIMDD (No.III-1-215) 2013 Influence de taux de réticulation et la nature du solvant sur le comportement des polymères hydrogels. NOUR-ELHOUDA. ANGAR1, DJAMEL. ALIOUCHE1 1

Laboratoire de traitement et mise en forme des polymères. F.S.I. Université de Boumerdes, 35000. Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ Un hydrogel est un réseau polymère hydrophile, ou un gel ionique, possédant la capacité d’absorber et de retenir une grande quantité d’eau. Typiquement, un hydrogel est composé de 10% de matrice polymère pour 90% d’eau et est donc un solide élastique mou contenant de l’eau dans son espace interstitiel. Le degré de réticulation du réseau polymérique et la nature du solvant ont un effet considérable sur la quantité d’eau absorbée. Des d’hydrogels copolymères ont été préparées dans ce travail afin d’étudier leur comportement du gonflement dans les solutions aqueuses. Le gonflement a été diminue avec l’augmentation du degré de réticulation qui varie entre 1 à 5%. L’effet du solvant dans le gonflement des hydrogels a été étudiée dans les solutions de (NaCl, pH=9,18 et pH=4,03). Mots clés: hydrogels copolymères, réticulation et gonflement

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Preparation of TiO2/ PANI nanocomposites in the presence of zeolite and investigation of Electrical Properties Z. GHEBACHE1, N. DJELALI1, Z. SAFIDINE2 1

Processing and Formatting Fibrous Polymers Laboratory (LTMFPF), Faculty of Engineering, University M'hamed Bougara, Boumerdes. ([email protected]) 2 Macromolecular Chemistry Laboratory, Polytechnic School of Algiers, Bordj-El-Bahri City, 16111, PoBox 17, Algiers, Algeria.

ABSTRACT ▬ In this work, A series of polyaniline/zeolite/ TiO2 (PANI/HY/TiO2) nanocomposite powders with different PANI/TiO2 ratios were prepared by ‘in-situ’, the use of conducting polymers in particular polyaniline (PANI) is great interest due to its easy synthesis, low cost, tunable doping/doping properties, modifiable electrical conductivity and better stability compared to other polymers. In this study, the hybrid inorganic/organic conducting nanocomposites are chemically synthesized by in-situ polymerization in aqueous media within the addition of zeolite free acids environmentally friendship, using 5 to 30 wt % of TiO2 with respect to aniline monomer quantity. The elaborated compounds are characterized by several methods such as: FTIR, XRD and the conductivity measurements. Keywords: PANI/Zeolite, TiO2, nanocomposite, conducting polymers


A thermal study of the kinetics of phase separation in the preparation of composite materials type PDLC Z.HADJOU BELAID1, F.Z.ABDOUNE1, L.ZAIR1, L.MECHERNENE1, U.MASCHKE2 1

Laboratoire de Recherche sur les Macromolécules, Faculté des Sciences, Pôle Chetouane, Université Aboubekr Belkaïd de Tlemcen, 13000 Tlemcen, Algeria ([email protected]) 2 Unité Matériaux et Transformations (UMET), UMR 8207–CNRS, Bâtiment C6, Université Lille 1 - Sciences et Technologies, 59655 Villeneuve d’Ascq Cedex, France.

ABSTRACT▬ Polymer Dispersed Liquid Crystals were elaborated by polymerization induced phase spent under ultraviolet (UV). Binary systems composed of Tripropyleneglycoldiacrylate (TPGDA) monomer and a liquid crystal mixture (E7) were used as starting materials in the process of polymerization/crosslinking leading to a phase separation between polymer and liquid crystal.The time behaviour of the optical transmission of these films was experimentally studied during the period of exposure to UV-light in the absence of external applied fields. The transmission versus time curves of in-situ UV-cured TPGDA/E7 films reveal three regions: A first domain corresponding to a transparent film of the initial TPGDA/E7 mixture before exposure to UV light, a second time domain where the sample exhibits a fast relaxation process just after the beginning of the UV irradiation of the monomer/LC blend and a unusual third domain, characterised by an enhancement of the film transparency at longer relaxation times. This process depends on the conditions of sample preparation and film thickness. In this study, a temperature of a sample has been controlled after, during and before the application of UV light, with sample and without sample. Keywords: Monomer, Polymer, Liquid Crystal, Phase Separation, Relaxation times

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Synthèse de poudres antimicrobiennes pour l'ingénierie tissulaire Fatima BIR, Sabiha YALA, Djahida SIDANE, Dalila KSOURI, Hafit KHIREDDINE 1

Laboratoire de Génie de l'Environnement, Département de Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université de Bejaia, Algérie. ([email protected])

ABSTRACT▬ Ce travail porte sur la synthèse et la caractérisation physico-chimique de matériaux à base de phosphates de calcium à usage de biomatériaux, destinés soit au comblement osseux, soit au recouvrement de prothèses osseuses. La synthèse des matériaux pulvérulents a été réalisée par précipitation en solution aqueuse (Synthèse par voie humide) à température ambiante. Des molécules bioactives ont été incorporé dans la structure cristalline de l’apatite, telle que les ions fluor et les agents antibactériens (ions Cu2+, Zn2+) qui accélèrent la guérison osseuse et prévenir une infection locale autour de matériau. Des techniques physico chimiques d’analyses comme la diffraction des rayons X (DRX), spectroscopie d’absorption infra-rouge à transformée de Fourier (FTIR) et l’analyse thermique gravimétrique (ATG/ATD), sont employées pour la caractérisation des poudres du point de vue chimique. Les résultats montrent que le produit final peut être constitué d’une phase pure (une apatite de formule (Ca,M)10(PO4)6(OH,F)2 (telle que M=Cu2+, Zn2+) ou un mélange de divers composants en proportions contrôlées. L’évaluation d’effets antimicrobiens des poudres réalisées est effectué contre des souches bactériennes pathogènes Eschérichia coli et Staphylococcus aureus. Les résultats obtenus sont très prometteurs et prouvent l’amélioration des propriétés antimicrobiennes de matériau élaborés. Keywords : Biomatériaux, Fluorohydroxyapatite (FHA), infection, antimicrobien


SILICONE MEMBRANES AS A NEW CORNEAL EPITHELIAL CULTURE BED Maria Grolik1, Danuta Kuźmicz1, Krzysztof Szczubiałka1, Bogumił Wowra2, Dariusz Dobrowolski2, Edward Wylęgała2, Maria Nowakowska1 1 2

Faculty of Chemistry, Jagiellonian University, Ingardena 3, 30-060 Cracow, Poland, ([email protected]) Department of Ophthalmology, District Railway Hospital, Panewnicka 65, 40-760 Katowice, Poland

ABSTRACT▬ The main aim of the project is development of novel biodegradable and resorbable polymeric supports for corneal epithelial cells and to determine their physicochemical, mechanical and biological properties in vivo. The diseases of cornea each year affect 15 million people worldwide according to World Health Organization (WHO) estimates and are often sight-threatening. At present, the only generally accepted therapy is the transplantation of the cornea from human donors. However, this treatment has several drawbacks. The main one is limited number of human donors therefore the science is looking for some alternatives. Regeneration of epidermal tissue can restore and life-save cornea. Corneal tissue is usually cultured on human amniotic membrane (AM)[1]. The supports obtained from AM show good properties, however, AM is difficult to obtain, expensive, and therefore cannot be used on a large scale. The new hybrid organic - inorganic materials used to synthesize the supports are natural polymers, with chitosan as the main component crosslinked with genipin and by the addition of collagen and new silicone surfactant (D2APEGD2undecyl). Finding an alternative support for culturing corneal cells would be a great breakthrough in the surgery of the cornea and would certainly result in an increased number of sight-saving surgeries performed. Keywords: chitosan; collagen; corneal epithelium; genipin

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CIMDD (No.III-1-236) 2013 Utilisation de la zéolithe X synthétisée à partir de kaolin naturel comme pouzzolane dans le ciment Portland ANISSA DALILA BENREDOUANE1, LARBI KACIMI1*, OLGA RODRIGUEZ LARGO2, MARTIN CYR3, PIERRE CLASTRES3 1

Département de Chimie, Faculté des Sciences, Université des Sciences et de la Technologie d’Oran, B.P. 1505 El- M’Naouer, U.S.T.O., Oran, Algérie, ([email protected]) 2 Centre National des Recherches Métallurgique (CENIM) du Conseil Supérieur des Recherches Scientifiques (CSIC) de Madrid, Espagne. 3 Laboratoire des Matériaux et Durabilité des Constructions- LMDC-INSA-UPS-Toulouse, France

RESUME▬ Cette étude est une contribution à l’élaboration d’une nouvelle pouzzolane artificielle à base de zéolithe X synthétisée à partir de kaolin naturelle. Le choix de cette zéolithe revient à son pouvoir d’adsorption qui lui permet de réagir facilement avec la portlandite dans la pâte de ciment. La synthèse de cette zéolithe, sa caractérisation et les tests de sa pouzolanicité, ainsi que l’élaboration de ciment pouzzolanique à base de cette zéolithe et l’étude de ses caractéristiques physiques et mécaniques constituent l’objet de ce modeste travail. L’activité pouzzolanique de cette zéolithe a été déterminée par le test de chaux saturée, par diffraction des rayons X et par analyse thermique (ATGDSC). Des essais physiques (temps de prise) et mécaniques (résistances à la compression et à la flexion) ont été effectués sur des pâtes et mortiers de ciment renfermant 0 à 20% de zéolithe synthétisée. Les résultats obtenus sont très satisfaisants et permettent de conclure que la zéolithe X synthétisée est fortement pouzzolanique et peut être utilisée pour élaborer un éco-ciment tout en réduisant les émissions de CO2 résultant de la fabrication du clinker largement substitué par cette zéolithe dans le ciment Portland. Mots clés : Zéolithe X, kaolin, activité pouzzolanique, réactivité chimique, hydratation.

CIMDD (No.III-2-239) 2013 Preparation of polystyrene latex particles via emulsion polymerization using HITENOL BC-20 as a SURFMER: why the coating potential is different compared to the presence of emulsifying solid nanoparticles? Amro K.F. Dyab1,3, Hisham A. Essawy2, Ahmed I. A. Abd El-Mageed 1, Fouad Taha1 1

Chemistry Department, Faculty of Science, Minia University, Minia 61519, Egypt. ([email protected]) Department of Polymers and Pigments, National Research Center, Dokki 12311-Cairo, Egypt. 3 Preparatory Year Deanship, King Faisal University, Hufuf, Kingdom of Saudi Arabia. 2

ABSTRACT▬ The emulsion polymerization of styrene using the conventional well-defined emulsification system based on sodium dodecylsulphate (SDS) have been carried out and compared to Hitenol as a polymerizable surfactant. Oil-in-water (o/w) pre-emulsions prepared with 1-5 wt % SDS using 20 vol. % of styrene showed low emulsion stability against creaming upon standing without polymerization. Polymerization of SDS stabilized o/w emulsions with 2 wt % of potassium persulphate (KPS) resulted in negatively charged monodisperse polystyrene (PS) nanoparticles with an average diameter of 50-550 nm for 1 and 5 wt % SDS, respectively. Polymer latex particles prepared with SDS showed good stability against coagulation in presence of up to 0.1M NaCl as revealed from turbidity measurements. More stable o/w styrene emulsions have been prepared with Hitenol as a polymerizable surfactant when polymerization achieved using 2 wt % KPS to give polymer nanoparticles in the order of 50-200 nm for Hitenol concentrations of 2.5 and 6 wt %, respectively. Films of the prepared emulsions with SDS showed poor adhesion properties on glass surfaces. Unfortunately, it did not improve in case of comparable emulsions fabricated with Hitenol on the contrary to our previous reports that proved the effectiveness of solid emulsifying nanoparticles, up to a critical limit, in improving the coating properties on glass substrates. Keywords: Emulsion polymerization; styrene; Hitenol; SDS. 59



Etude de comportement et propriétés rhéologiques de mélanges à base de polysaccharides, utilisés comme additifs dans l’industrie pétrolière. S. CHAMI1, Dj. ALIOUCHE1. 1

laboretoire de traitement et mise en forme des polymères fibreux, Faculté des sciences de l’ingenieur. Université M’hamed Bougara, Boumerdes 35000, Algérie. ([email protected])

ABSTRACT▬Les polymères hydrosolubles sont largement utilisés dans l’industrie pétrolière comme additifs et agents de contrôle de mobilité, notamment pour les opérations de forage, cimentage, récupération assisté…etc. Leur utilisation résulte de leur aptitude à augmenter la viscosité du fluide, pour des concentrations relativement faibles. L’efficacité de divers types de polymère envisageables est liée en particulier au maintien de leur pouvoir viscosifiant dans les conditions d’utilisation imposées par la nature des gisements : stabilité dans le temps, à la température, au Ph, à la concentration et à la nature des ions présents. Ces polymères peuvent être d’origine très variée (polymères naturels, semi synthétiques et synthétiques). Parmi les quels nous citons la gomme xanthane, xanthane greffée, les dérivés de cellulose (hydroxyéthylcellulose HEC, carboxymethylcellulose CMC…), la gomme guar. Notre travail est basé sur l’amélioration des propriétés rhéologiques de ces polymères, par préparation des mélanges (blends) à base de ces polysaccharides. Afin d’étudier la miscibilité de chaque mélange nous avons utilisé la méthode de viscosimètre. Les mélanges de biopolymères sont préparés pour différentes proportions (100/0, 70/30, 50/50, 30/70) pour le couple (xanthane/CMC) ; la détermination de blend (le mélange) le plus stable, peut être étudié par des mesures de viscosité à l’aide d’un viscosimètre capillaire. Les résultats sont confirmés par le calcul des paramètres d’interactions. Dans la dernière partie le comportement rhéologique des mélanges miscibles est étudié dans trois milieux différents : eau distillée, eau d’injection, et eau de formation de gisement de TFT (Tin Fouyé Tabankourt) ; en fonction de la concentration de polymère et la température, les essais de rhéologie sont réalisés à l’aide d’un viscosimètre rotatif avec une géométrie de type couette. Keywords: xanthane, carboxymethylcellulose, mélanges de biopolymères, industrie pétrolière, rhéologie.

CIMDD (No.III-1-267) 2013 Composite biodégradable à base de polyvinyle alcool et la farine de bois B. MEGHLAOUI1, A. SERIER1. 1

Laboratoire des revêtements, matériaux et environnement, FSI, Université M’hamed Bougara Boumerdes-35000-Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ Cette étude porte sur l’élaboration et la caractérisation de composites à base de polyvinyle alcool renforcé par la farine de bois. Le polyvinyle alcool a été modifié par le toluène- 2,4 diisocyanate pour améliorer l’adhésion entre la matrice et le renfort. Les composites ont été préparés à des proportions de la farine de bois 5, 10, 25 et 50 %, avec les quantités du polyvinyle alcool (PVA) et de toluène -2,4 diisocyanate (TDI) fixées (rapport molaire [PVA] / [TDI] : 1 /1). L’analyse spectrale FT-IR et microscopie électronique à balayage montrent l’adhésion entre le renfort et la matrice polymère. Le renfort bois dégradable et instable à température élevée, influe faiblement sur le comportement thermique du composite. Mots clés: Polymère biodégradable, Farine de bois, Morphologie, Properties thermique.

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Elaboration et caractérisation de nanoparticules de sulfure de zinc dispersées dans la silice. B. BELACHE1, Y. KHELFAOUI2 1

Laboratoire de Génie de l’Environnement, Université Abderrahmane Mira de Béjaia, Algérie. Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés, Université Abderrahmane Mira de Béjaia, Algérie. [email protected]

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RESUME ▬ Nous avons synthétisé des nanoparticules de sulfure de zinc (ZnS) in situ dans une matrice de silice par un procédé qui combine la technique sol-gel et le traitement thermique. La matrice de silice a été obtenue par hydrolyse et condensation du tétraéthoxysilane (TEOS) en milieu acide. Les nanoparticules de ZnS sont formées lors du traitement thermique par un mécanisme incluant une diffusion des atomes de zinc et de soufre dans la matrice, une réaction chimique et un phénomène de cristallisation. La structure, les groupes chimiques présents et la composition du matériau sont respectivement étudiés par diffraction des rayons X (DRX), par spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) et par microanalyse dispersive en énergie (EDS). La DRX révèle une structure cubique de type sphalérite (zinc blende) et une taille moyenne des nanoparticules de l’ordre de 5.1 nm. L’analyse EDS donne un rapport molaire Zn/S égal à 1.33. Mots-clés: ZnS, nanoparticules, silice, sol-gel, traitement thermique.

CIMDD (No.III-2-273) 2013 EXPLOITATION DES MATERIAUX COMPOSITE DANS LE RENFORCEMENT DES STRUCTURES EN BETON ARMEE A. Attia 1, B. Hadji1, N. Allot2, M. Amer3, F. M’hamdi4 1

Laboratoire de Construction et Environnement, école nationale polytechnique. ([email protected]) Université M’Hamed Bougara de Boumerdès. 3 Université de Ziane Achour de Djelfa. 4 Laboratoire de Construction et Environnement, école nationale polytechnique. 2

RESUME ▬Les composites (FRP) sont utilisés récemment pour le renforcement des structures soumises à des risques de dégradations durant leur service, soit dans le domaine de la mécanique, du génie civil. Cependant, l’utilisation des fibres en polymères est une technique nouvelle qui permet de donner une rigidité et une résistance supplémentaires aux structures dont la conception est insuffisante vis-à-vis des sollicitations auxquelles elles sont soumises. Dans ce article on présente une étude pour analyser l'effet du renforcement des poutres en béton armé soumises à la flexion par collage de composites à base de fibres de carbone et de contribuer à la bonne maîtrise de cette technique qui reste toujours peu connue dans notre pays. Cette étude de validation numérique pour le modèle expérimental a montré que le renforcement par matériaux composites améliore les performances mécaniques des poutres en béton armé en terme de capacité portante et de réduction des déformations des aciers et du béton, avec une réduction de la flèche. Mots clés: Renforcement, composites, fibres de carbone

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Extraction et caractérisation mécanique des fibres naturelles : Agave americana L. AHMED BELAADI1, ABDERREZAK BEZAZI1, MOSTEFA BOURCHAK2, FABRIZIO SCARPA3 1

Laboratoire de Mécanique & Structures (LMS), Université 8 Mai 1945, Guelma, Algérie. [email protected] Aeronautical Engineering Department, Faculty of Engineering, King Abdulaziz University, Jeddah, KSA 3 Advanced Composites Centre for Innovation and Science, University of Bristol, BS8 1TR Bristol, UK 2

RESUME ▬ Le but de ce papier est d'examiner l'utilisation des fibres de l'agave americana en tant que renfort potentiel dans des composites à matrice polymère. Les fibres d’agave sont extraites par une nouvelle méthode d’extraction qui consiste à l’enfouissement des lames d’agave dans la terre. Afin d'utiliser ces fibres ligne-cellulosiques en tant que renfort potentiel dans des composite a renfort en polymère, il est important de vérifier leur microstructure ainsi que leur propriétés mécaniques. La caractérisation mécanique a été effectuée par des essais de traction statique de fibre simple de l’agave americana ayant une longueur de mesure GL = 10 mm. L’analyse des résultats des 30 essais est effectuée par une méthode statistique qui est la distribution de Weibull à deux paramètres, afin de mesurer le degré de variabilité dans la contrainte et le module de Young de la fibre. Le module de Weibull de la fibre de l’agave americana est égal à 3,07 et 3,41 respectivement pour la contrainte et le module de Young. Keywords: Fibre naturelle, Agave Americana L., Traction statique, Statistique de Weibull


Dielectric Properties Investigations of Polyamide/Polyaniline Composite Films D. MEZDOUR1, M. TABELLOUT2, S. SAHLI3 1

Département d’électronique, Faculté des Sciences de l’ingénieur, Université Mohamed Seddik ben Yahia, BP 98, Ouled Aissa 18000, Jijel, Algéria ([email protected]) 2 Laboratoire IMMM-PEC, UMR CNRS 6283, Université du Maine, Avenue Olivier Messiaen, 72085 Le Mans cedex 9, France 3 Laboratoire de Microsystèmes et Instrumentation LMI, Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Université Mentouri de Constantine, Route Ain El Bey, 25000 Constantine, Algeria

ABSTRACT▬ Bulk conducting composites based on polyaniline (PANI) and polyamide (PA) were elaborated by oxidative polymerization in powder and film forms. The dielectric properties were investigated by dielectric relaxation spectroscopy. Composite films exhibited a well established dc conductivity over all the frequency range for 10 wt. % of PANI concentration related to the conductive properties of the PANI clusters. It was shown that the conductivity can be enhanced by heating m-Cresol solution when preparing films. Relaxation phenomena were also observed and related to the interfacial polarization. The results are consistent with Raman spectroscopy and X-ray diffraction data concerning PANI particles dispersion in the polyamide films. Keywords: Conductive composites, Polymers, Polyaniline

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Preparation of poly (p-substituted phenol-formaldehyde) prepolymer and his ability to remove bacteria from water SAFIA MILOUDI1, MESSAOUD CHAIB2 1

Laboratoire de Chimie et Environnement,B.P 151 la poste de cité Nasr cp 200002 saida. ([email protected])

ABSTRACT▬ This study was focused on the development of antibacterial polymers to attain high value products. In a continuation to our effort in this field, we report here the synthesis of linear substituted phenolic resins prepared by reacting para-substituted phenols with formaldehyde have different reactivity than phenol toward reaction with formaldehyde. The antimicrobial activity of the modified polymers was tested against microorganisms (Coliforms feacaelis and Streptococcus D)This study is concerned with the removal from water by syntheses resins no containing phenolic hydrooxy groups (N°.1), those containing phenolic hydrooxy groups (N.2 , N.3, N.4 , N.5 , N.6and N.7 ) and amino group (N.8 and N.9)with methylen and hydrogen in para position succevely . The removal coefficient of the resin depended on the chemical structure of the resin, and N5 was most effective among the resins examined. ,antibacterial activity of the resins containing various phenol derivatives against Coliform feacaelis and Streptococcus D increased with the dispersion of the charge in different para substituted phenolic resins. The ability of these resins to remove bacteria from water was thus concluded to derive from the presence of the hydroxyl group. In general, the polymers showed good antimicrobial activity against the tested microorganisms. Keywords: substituted phenol-formaldehyde resin, polycondensation, antibacterial activity, removal coefficient,

CIMDD (No.III-2-313) 2013 Use of Biomaterials for Design and Development of a device for in-situ monitoring of some inorganic pollutants in aqueous environments A.ZAZOUA1, C. DERNANE1, I. KAZANE1, N. KHEDIMALLAH1, N. JAFFREZIC-RENAULT2 1. Université de Jijel, laboratoire de Matériaux : Elaborations-Propriétés-Applications, BP 98, Ouled Aissa, 18000 Jijel, Algeria ([email protected]) 2. Université de Lyon - LSA - UMR 5180 CNRS - Université Claude Bernard Lyon 1, 69622 Villeurbanne cedex, France

ABSTRACT ▬In this work, we were interested to developing a micro electrochemical sensor that includes two different membranes for detection at the same time and in situ nitrite and ammonium in water environments. The two sensing elements used are: enzyme catalase and bentonite. We used catalase for the detection of nitrites and bentonite for the detection of NH4+. We worked with gold transducers. Immobilization of different membranes sensitive crosslinking was carried out by the enzyme using a vapor of glutaraldehyde and a mixture of PVC and plasticiser DNP with bentonite. The characterizations of our devices were performed by impedance measurements and cyclic voltammetry. The results obtained in the laboratory scale have shown that the use of this system has improved the detection sensitivity of the two pollutants compared to conventional analysis methods, with good stability and limits detections around 10-11M for nitrite and 10-6 M for ammonium. Keywords – electrochemical sensors, inorganic pollutants, catalase, bentonite

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CIMDD (No.III-2-327) 2013 Effets Des Défauts Géométriques Dans Un Pipeline En Composite Soumis Au Flambement H.Chenine1, L.Belgacem1, Z.Bennaceur1, Pr.D.Ouinas1 1. 1

Laboratoire de modélisation numérique et expérimentale des phénomènes mécaniques Département de génie mécanique-Université Abdel Hamid Ibn Badis de Mostaganem- Algérie ([email protected])

Résumé▬ Le comportement mécanique d’une pipe munie d’entailles est différent selon l’orientation des fibres, la taille de l’entaille ainsi que la position de cette dernière. Dans notre étude, l’analyse du flambage a été effectuée sur des pipes en composite stratifiés avec une et deux entailles carrée, en ayant recours a la simulation numérique a l’aide du code Abaqus. le pipe stratifié comporte plusieurs couches alternées de la manière suivante (θ/-θ)5. La résistance au flambage des pipes est mise en évidence. Les résultats montrent que la charge de flambage est presque identique pour les cas étudiés, elle atteint les valeurs maximales pour les orientations (20°/-20°). Et pour la distribution des contraintes de Von mises, la concentration la plus importante est pour le pipe muni de deux entailles dont l’une est du coté de l’encastrement. Mots clés : entaille carrée, flambage, pipe en composite, analyse par éléments finis


Effet du NBR à réduire la migration du plastifiant dans le solvant à partir d’un mélange PVC/NBR N. GHIOU 1, M. T. BENANIBA 1 1

Laboratoire des Matériaux Polymériques Multiphasiques, Université Sétif 1 ([email protected])

RESUME ▬ L’analyse par Calorimétrie différentielle à balayage (DSC) et l’évaluation de perte de plastifiant di-2(éthyle-hexyle) phtalates (DEHP) par extraction dans le n-hexane ont permet d étudier le mélange polymérique à base de PVC souple et de caoutchouc nitrile (NBR). Le but de ce travail est la préparation des mélanges à base de PVC souple et différents taux de NBR et voir l’effet du NBR sur la miscibilité des mélanges, ainsi sur le pourcentage massique de DEHP extrait par le solvant. Les résultats obtenus montrent que le NBR forme un système miscible en toute proportion et que Tg du PVC souple diminue graduellement avec le taux de NBR rajouté. Le test d’extraction du plastifiant a montré que le NBR lorsqu’ il est rajouté au PVC souple fait diminuer la migration du plastifiant et ceci est du à l’affinité du NBR vers le plastifiant. Mots clés : PVC, NBR, DEHP, miscibilité, migration de plastifiant

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CIMDD (No.III-2-350) 2013 Inverse gas chromatography characterization of (Dodecylbenzenesulfonic acid, polyaniline- PANI, DBSA) complex A. MEKKI1, B. METTAI1, S. ZEGHINA1, N. FODIL CHERIF1, Z. IHDENE1, R. MAHMOUD1 1

Ecole Militaire Polytechnique EMP, BP 17 Bordj-El-Bahri, Alger, Algérie. ([email protected])

Abstract ▬ Surface thermodynamic characteristics of polyaniline complex with Dodecylbenzenesulfonic acid (DBSA) were investigated using inverse gas chromatography. Thirteen solutes were injected into a chromatographic columns packed with polyaniline complex as stationary phase without any chromatographic support. The retention volumes for these solutes were measured to show a strong retention, particularly with the three isomers of xylene (ortho, meta and para). The free energy of adsorption ∆ , consisting of dispersive term ∆ and the acid-base interaction term ∆ , was also determined showing that is mainly based on its dispersive contribution. The dispersive surface energy of dodecylbenzenesulfonic acid polyaniline complex is ranging from 70.90 mJ/m2 at 130°C to 66.23 mJ/m2 at 150°C reflecting a behavior comparable to that of high surface energy materials. Furthermore, the measured retention volumes were combined with linear solvation energy relationship (LSER), called Abraham law, to determine physicochemical parameters describing dispersive, polar and acid-base properties, the surface of the polyaniline complex was found out exhibiting a basic nature. Keywords: ( PANI-DBSA) complex, Inverse gas chromatography, Free energy of adsorption, LSER.

CIMDD (No.III-2-351) 2013 Propriétés physico-chimiques d’un polymère: Le traitement thermique de polyester OUSLIMANI N1, ZRARI F2, BENFERRAH N3 1

Laboratoire des traitements et mises en forme des matériaux fibreux. Faculté des Science de l’ingénieur. Université M’Hamed Bougara Boumerdes, Algérie ([email protected]) 2 Unité de recherche matériaux et environnement. Faculté des Science de l’ingénieur. Université M’Hamed Bougara Boumerdes, Algérie 3 Département Génie de l’Environnement. Faculté des Science de l’ingénieur. Université M’Hamed Bougara Boumerdes, Algérie

ABSTRACT▬ The exceptional mechanical properties of macro textile polymers are due primarily to their linear structure. This structure permits macromolecules to parallelize during a stretch of the line, as well as to the molecular interactions side can arranged. The heat treatments can cause severe impairment on these properties. This Tampering can be a consequence of a reduction in the length of the polymer chain or a partial destruction of the physical texture of the fiber when the temperature reaches softening. In our work we studied the influence of the temperature and time of heat setting on the critical time of dissolution of polyester (TCD), the narrowing and tenacity. According to the results we can see that the TCD increases with the temperature and time of heat setting, but the influence of temperature on the TCD was more important than the time. In our case crystallization is important at temperature 210 ° C. The operation of thermo setting produces a major increase of crystallinity of polyester. Many works have shown that the thermo setting in the most moderate conditions (T = 180 ° C and time = 60s) leads to increased crystallinity approximately 11% for the chain as well as the weft. The shrinkage is a structural parameter of polyester fibres which are treated at heat temperature; This can to stabilize its measure. It was the subject of several studies. It is noticeable from the results found that the temperature impact on the narrowing of the fabric, the more you increase the temperature thermo setting and the narrowing increases. This is the chemical mechanism for relaxation and direction of macromolecules. Our results show that tenacity Increases in a manner proportional to a temperature of 200 ° C. If the temperature exceeds 200° c the resistance decreases. Increased tenacity is the result of increased crystallinity and shrinkage. Adding new routes hydrogen reinforcing the Mechanical properties. Reducing the strength can be explained also by a split in the molecular chain Due to hydrolysis of polyester. Many works on the heat treatment of polyetylènetéréphtalate have shown that the destruction of polyester through the formation of oxides and peroxides in positions methylenes. So to avoid deterioration of the material, thermo setting temperature must not exceed 200 ° c. Keywords: Solvate polymers, polymer Solubility at high temperatures, Heat treatment of polymers, Polyester,. Textile polymers 65



TSDC and DSC study of Partial Crystallization of Polyethylene terephtalate (PET) B. RAHMANI1, M.W. KHEMICI1.2, N. DOULACHE1 1 2

Physics Faculty, University of Science and Technology Houari Boumediene, USTHB, Algiers, Algeria Department of Physics, Faculty of Sciences, University of M'Hamed Bougara, Boumerdes, Algeria [email protected]

ABSTRACT▬ The importance of studying the behavior of polymeric materials is obvious given that they are becoming so versatile that they are replacing metals. The optimization of the use of such materials imposes the study of some of their properties. Among these materials, figure the poly (ethylene terephtalate) PET which its description with a three phase model is necessary to explain some of its properties, such as dielectric behaviors (for example the relaxation peak) and crystallization process. Using this model, the material is described by crystalline and mobile amorphous phases and by a transitional region located between them. The aim of this contribution is to study the partial crystallization of this polymer by differential scanning calorimerty (DSC), thermally stimulated depolarization currents (TSDC) experiments and by using the three phases model. Keywords: TSDC, DSC, Polyethlene terephtalate, crystallization

CIMDD (No.III-2-361) 2013 Préparation et propriétés de polymères superabsorbants nanocomposites chitosane-g-poly(acrylamide)/argile H. Ferfera-Harrar1, N. Aiouaz1, N. Dairi1 1

Laboratoire des Matériaux Polymères, Faculté de Chimie, Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, USTHB, Alger, Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ Une série de polymères superabsorbants nanocomposites à base de chitosane-g-poly (acrylamide) a été préparée selon la voie in situ par greffage et copolymérisation radicalaire de l’acrylamide réticulé (AAm) sur les chaînes du chitosane (Cs) en présence de la montmorillonite sodique (MMT-Na) à différent taux (2, 5, 10 et 15 % en masse). La synthèse des composites [Cs-g-PAAm20/MMT-Na] a été réalisée en milieu aqueux utilisant le persulfate de potassium (KPS) et le N, N'-methylenebisacrylamide (NMBA) comme initiateur et agent réticulant, respectivement. L’analyse par Spectroscopie Infrarouge à Transformée de Fourier type ATR (FTIR-ATR) a mis en évidence le succès de la formation du réseau greffé et l’incorporation de l’argile. Leur structure poreuse a été observée par Microscopie Electronique à Balayage (MEB). La Diffraction des Rayons X (DRX) a permis de conclure qu’après incorporation de l’argile au sein de la matrice Cs-gPAAm20, les chaînes polymères s’intercalent entre les feuillets de la MMT-Na et provoquent une augmentation de la distance interfoliaire jusqu'à une tendance vers une exfoliation complète des feuillets d’argile. L'effet du taux de la MMT sur la capacité de gonflement de ces superabsorbants a été etudié dans l’eau bidistillée. Le taux de gonflement à l’équilibre augmente jusqu'à une valeur optimale d’argile égale à 5 % puis diminue au delà de cette valeur. L’hydrolyse partielle en milieu alcalin de ces réseaux nanocomposites a été confirmée par FTIR-ATR. Après hydrolyse, dont le degré est de l’ordre de 60 %, il a été observé que leur capacité d’absorption suit la même tendance de gonflement que celle de leurs analogues non hydrolysés mais avec des taux nettement plus élevés. L’analyse par thermogravimétrie (ATG) a révélé une légère amélioration de la stabilité après l’ajout de la MMT comparée à celle du réseau vierge Cs-g-PAAm20. Des tests antibactériens ont a mis en exergue une activité antibactérienne intéressante de ces réseaux greffés composites, dû au pouvoir antibactérien du chitosane. Mots-clés: Polymère superabsorbant, chitosan, polyacrylamide, montmorillonite.

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Propriétés et biodégradation des nano-biocomposites d’acétate de cellulose/biopolymère-argile N. Dairi1, H. Ferfera-Harrar1 1

Laboratoire des Matériaux Polymères, Faculté de Chimie, Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, USTHB, Alger, Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ Des nano-biocomposites à base d’acétate de cellulose (AC) ont été élaborés selon la voie solution en présence de 5 % de la montmorillonite naturelle (MMT-Na) ou organo-modifiée par la gélatine, acidifiée (MMT-AGe) et basifiée (MMT-BGe), et le chitosane (MMT-Cs). L’objectif visé est d’étudier l’effet de l’affinité AC/nanocharge sur la morphologie, les propriétés thermiques et la biodégradation des biomatériaux. L’analyse de ces nano-hybrides par diffraction des rayons X (DRX) a révélé une structure intercalée désordonnée et/ou exfoliée partielle avec coexistence de quelques agrégats. La thermogravimétrie (ATG) a mis en évidence une amélioration de la tenue thermique par ajout de l’argile. Le gain de stabilité le plus élevé a été observé pour les argiles organophiles, particulièrement la MMT-AGe. La biodégradabilité de ces biomatériaux a été étudiée par l’évaluation visuelle, la perte de masse par gravimétrie et l’observation de la morphologie par microscopie électronique à balayage (MEB). Les résultats ont montré que la dégradation de la matrice est ralentit par l’ajout de l’argile à l’exception de la MMT-AGe qui affiche un rôle catalytique. Mots-clés: Nano-biocomposites, acétate de cellulose, gélatine, chitosane, montmorillonite.

CIMDD (No.III-1-386) 2013 Comparaison de l’efficacité de deux biomasses bactériennes dans la réduction biologique des nitrates, appliquée au traitement des eaux usées ANGAR YASSMINA1, DJELALI NACER-EDDINE1, GANA-KEBBOUCHE SALIMA2 1. 2.

Laboratoire de traitement et mise en forme des polymères fibreux (L.T.M.F.P.F), UMBB, Algérie. Laboratoire de Biotechnologie Microbienne, UMBB, Algérie. ([email protected])

RESUME ▬ Les réactions de dénitrifications sont des réactions de réduction des nitrates par des cultures bactérienne dites dénitrifiantes en nitrites puis en azote atmosphérique cette série des réductions peuvent être suivi par une seule souche dans une culture dite pure ou par une consortium des bactéries. Dans ce travail, deux souches B et C ont été isolé à partir d’une boue activée et incubée séparément dans un bioréacteur contient un milieu synthétique riche en ion nitrates, le test de Griess (réactif1 +réactif2) et la poudre du zinc nous ont prouvé la différence entre la capacité de dénitrifications des deux souches, la souche B a pu réduire les nitrates en nitrites et la souche C a eu la capacité de suivre la réduction jusqu’au dernier stade passant par l’intermédiaire de nitrite puis en azote atmosphérique, le dosage de la matière en question nous a permet de déterminer le rendement de la dénitrification de la souche C, qui nous a donné un pourcentage de 75% avec un taux de croissance significatif , et finalement les deux bactéries B et C ont été testées au microscope. Mots clés: nitrate, dénitrification, bactérie dénitrifiantes, enzyme nitrate réductase, bioépuration de l’eau, bioréacte

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CIMDD (No.III-1-420) 2013 Le rôle de la matrice dans le comportement mécanique en traction des stratifies C. ARIBI1, B. BEZZAZI1, A. IREKTI1, R. HALIMI2 1

Bougara Unité de recherche - Matériaux, Procédés et Environnement, Université M’Hamed, Boumerdès ([email protected]) 2 Centre National de Recherche en Soudage et Contrôle, Alger (Chéraga) - Algérie

RESUME ▬ Notre travail, se rapporte à l’étude du comportement mécanique des résines époxydes modifiées, soit par dilution du monomère afin d’augmenter le temps de gel et diminuer la viscosité, soit par l'incorporation des charges minérales. Les résultats de l’étude mettent en évidence l'influence de ces modifications sur les propriétés des matrices et des stratifiés. La caractérisation des matrices et des stratifiés a été effectuée par les méthodes destructive, les résultats obtenus montrent que l’incorporation des charges minérales augmente la rigidité des matrices et diminue la transmission des efforts vers le renfort. Par contre, la dilution des résines diminue les performances des composites à base de ces matrices et améliore la transmission des efforts vers le renfort, cela se traduit par un module de Young élevé, la faiblesse de cette matrice engendre des délaminages dans les stratifiés même faiblement chargés. Tandis que, la destruction des matrices chargées s’effectue par des cisaillements sans délaminage. Mot clés : charge, dilution, matrice, stratifié, délaminage, cisaillement.

CIMDD (No.III-1-431) 2013 Use of Wood Fibres in Thermoplastic Composites B. DAIRI1, H. DJIDJELLI1, A. BOUKERROU1 1

Laboratoire des matériaux organiques, Département de Génie des Procédés, Université Abderrahmane MIRA, Route de TargaOuzemmour, Béjaïa 06000, Algérie. ([email protected])

ABSTRACT▬ This article describes the properties of composites using plasticized PVC matrix and wood flour as filler. Composites were prepared by mixing PVC with varying amounts of wood flour (ranging from 10-30 phr; having particle sizes of 100-160µm and 50µm) using tworoll mill followed by compression molding. The effect of wood flour content and its particle size on the properties, i.e., mechanical and thermal was evaluated. Tensile strength and % elongation at break decreased with increasing amounts and size of wood flour, while the Modulus of the composites increased. Thermal analyses indicate that the addition of wood flour into the polymer matrix showed decreases the degradation temperature of the composite compared to the PVC virgin matrix, but does not accelerate the degradation process. Keywords: Polyvinyl chloride, composites, fibers, morphology, mechanical properties.

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CIMDD (No.III-2-437) 2013 Rhéologie des hydrogels poly(acrylamide-co-hydroxyéthyl méthacrylate) N.Baït1,2, B.Grassl3, C.Derail3, A.Benaboura2 1

Centre de Recherche Scientifique et Technique en Analyses Physico-Chimiques (CRAPC), Bp 248 Alger, RP 16004, Alger, Algérie. ([email protected]) 2 Laboratoire de Synthèse Macromoléculaire et Thio-Organique Macromoléculaire, Faculté de Chimie, USTHB, Bp 32, El-Alia, BabEzzaour 16111, Alger, Algérie 3 Institut Pluridisciplinaire sur l’Environnement et les Matériaux- EPCP-UMR 5254, Hélioparc, 2 Avenue Président Angot 64053 Pau, Cedex9.

ABSTRACT▬ Ce travail décrit l’examen des propriétés rhéologiques des hydrogels poly(acrylamide-co-hydroxyéthyl méthacrylate) destinés à l’élaboration d’adhésifs sensibles à la pression, à tack intrinsèque sans résine tackifiante pour usage médical. Dans cette optique nous avons synthétisé deux séries d’hydrogels : (i) des hydrogels simples poly(acrylamide-co-hydroxyéthyl méthacrylate) P(AM-HEMA) à base des monomères acrylamide AM et (2hydroxyéthyl méthacrylate ) HEMA, et (ii) des hydrogels nanocomposites P(AM-HEMA)-PS à base des matrices P(AM-HEMA) chargées de nanoparticules de polystyrène PS. La mesure des valeurs des modules élastique G’ et visqueux G’’ de ces matériaux a montré que les propriétés rhéologiques des hydrogels poly(acrylamide-cohydroxyéthyl méthacrylate) P(AM-HEMA) sont principalement dépendantes de l’architecture de leurs réseaux, qui à son tour, dépend de leur composition chimique. Nos résultats ont aussi montré que l’introduction de nanoparticules polymères de polystyrène naturellement élastiques au sein des réseaux P(AM-HEMA) est une des voies qui permettent l’obtention d’hydrogels aux propriétés rhéologiques améliorées. Keywords:Hydrogels, hydrogels nanocomposites, nanoparticules, rheologie, viscoélasticité.

CIMDD (No.III-2-454) 2013 L’influence de l’orientation des fibres et du degré d’anisotropie du Matériau sur le comportement Hygrothermo-Mécanique des Plaques Composites A. LEKRINE1., F. MILI² 1

Département de génie mécanique, Faculté de technologie Université du 20 Août 1955- Skikda([email protected]) Laboratoire de Mécanique, Faculté des Sciences de l’Ingénieur, Université Mentouri – Constantine.

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RESUME ▬ L'intérêt de l'utilisation des matériaux composites à matrice époxyde et renfort fibreux carbone HR comme matériaux de structure n'est plus à démontrer. En effet, la parfaite alliance entre d'excellentes propriétés hygrothermiques, une importante résistance aux sollicitations mécaniques et une étonnante légèreté en fait des matériaux de choix. Néanmoins, pour caractériser le comportement hygrothermo-mécanique et l'aptitude à la déformation du composite stratifié, nous avons procédé à prévoir ses différents modes de rupture. De cette façon, le processus de vieillissement et d’endommagement s’accélère et devient plus complexe. Pour cette raison, il est nécessaire de traiter les phénomènes de diffusion d’eau et de propagation de température au sein du matériau dans le temps afin de réduire ou d’éviter le phénomène de vieillissement qui a un rapport direct sur les propriétés mécaniques et le processus d’endommagement du matériau. Notre travail consiste donc à étudier la durabilité (vieillissement) en milieu humide des structures composites à base de matrice organique (CMO) et de leur rupture sous l’effet de la température. L’utilisation de la loi de Fick aide à déterminer l’influence de l’absorption d’eau sur le comportement mécanique du composite stratifié équilibré. L’appel à d’autres approches mathématiques, basées sur des critères énergétiques, permet de prévoir la résistance ultime du matériau et de définir la séquence d’empilement optimale capable de résister mieux aux sollicitations imposées pendant un temps donné et précis. Les résultats sont obtenus par modélisation de ces différents phénomènes en utilisant des outils numériques prépondérants. Mots clés : composite, vieillissement, diffusion, endommagement, temps

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CIMDD (No.III-2-457) 2013 Improved dynamic and static tests mechanical properties of carbon fibers composites by the addition of stainless steel and alumina powders at interfaces Y. Mebarki1, S. Rechak2 1 2

University A. Mira of Bejaia, Faculty of Tchnology ([email protected]) National Polytechnic School, Laboratory of Mechanical Engineering and Development Algeria

ABSTRACT ▬The problem of impact and dynamic test is of considerable interest in laminated composite materials. In this investigation, the fiber-reinforced composite plates with this configuration 0o590o20o5 indicate the possibility of having a delamination between the 0o and 90o for small impact, including powder alumina and other plates including stainless steel (diameter of powder is 40 µm) between 0o and 90o continuous unidirectional carbon fiber layers interfaces, subject to dynamic test to know low velocity impact, fatigue life and three bending flexural are studied. The addition of particles between 0o and 90o of layers increase the characteristics of laminas in static and dynamic tests. Keywords: fatigue test, Impac test, flexural test

CIMDD (No.III-2-458) 2013 The Effect of Di-(-2-ethyl hexyl) Phthalate (DEHP) as Plasticizer on the Thermal and Mechanical Properties of PVC/PMMA blends K. AOUACHRIA 1, V. MASSARDIER-NAGEOTE, 2,3 AND N. BELHANECHE-BENSEMRA4 1

Laboratoire des Matériaux Polymériques MultiPhasiques, Faculté de Technologie, université Sétif 1, Sétif, Algérie. ([email protected]) 2 INSA-Lyon, Ingénierie des Matériaux Polymères, IMP, UMP5223, F69621 Villeurbanne, France. 3 Université de Lyon, F-69003, France. 4 Laboratoire des Sciences et Technique de l’Environnement, Ecole Nationale Polytechnique, El-Harrach, Alger, Algérie.

ABSTRACT▬ Plasticizers play a key role in the formulation of polymers and in determining their physical properties and processability. This study examines the effect of di-(-2-ethyl hexyl) phthalate as plasticizer on the thermal and mechanical properties of PVC/PMMA blends. For that purpose, blends of variable composition from 0 to 100 wt% were prepared in the presence (15, 30 and 50wt %) and in the absence of di-(-2-ethyl hexyl) phthalate (DEHP) as plasticizer. The thermal degradation of the blends was investigated by dynamic thermogravimetry analysis in a flowing atmosphere of air in the temperature range of 50−550°C. The variation of mechanical properties such as tensile behaviour, hardness and impact resistance was investigated for all blend composition. The effect of a plasticizer on the same properties was considered. The obtained results shows that a range of properties can be generated according to the blend compositions. Keywords: PVC/PMMA blends, mechanical properties, dynamic thermogravimetry, DEHP.

CIMDD (No.III-2-459) 2013 Effet de l’Evolution de la Fissuration Transversale sur l’Endommagement de Stratifiés Composites Croisés [0/90]s S. Benbelaid1, 2, B. Bezzazi1 1,2

R.U. Materials, Processes, Environment, Université de M’hamed Bougara, Boumerdes, Algerie. 1 Faculté de Ginie Mécanique, Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, Alger, Algeria.([email protected])

ABSTRACT ▬ La fissuration transversale joue un rôle important dans l’endommagement des stratifiés composites croisés de types [0/90]s . L’étude de la fissuration transverse est donc importante pour assurer l’intégrité de la structure. Un model micromécanique numérique basé sur un critère énergétique sera établi. La méthode des éléments finis est employée dans cette étude, pour compter et suivre l’évolution des fissures transverses. L’endommagement du stratifié se traduit par l’apparition de fissures transverses qui s’explique par une baisse de rigidité du pli fissurée et, par conséquent une baisse de rigidité du matériau global. Cependant, cette chute de rigidité représentée par le rapport de module longitudinal apparent réduit et le module longitudinale initial en fonction de la densité de fissures. L’objectif de cet article est d’étudié l’effet de la vitesse de déformation et de la rigidité des plis à 0° sur l’initiation et la propagation des fissures transverses et leurs densité, et ainsi l’effet de la densité de fissures vis à vis l’endommagement global du stratifie.

Keywords: Fissuration transverse, Endommagement, Initiation, Propagation, Densité 70


CIMDD (No.III-2-471) 2013 PMMA nanocomposites based on new natural montmorillonite: Morphology and thermal properties D. Lerari 1,2,*, S. Peeterbroeck 4, A. Benaboura1 and Ph. Dubois 3,4 1.

Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, Faculté de Chimie, Laboratoire de Synthèse Macromoléculaire et Thio-organique Macromoléculaire, B.P 32 El-alia, 16111 Bab-ezzouar, Algeria 2. Centre de Recherche Scientifique et Technique en Analyse Physico-chimiques (CRAPC), B.P 248, Alger RP 16004, Algeria ([email protected]) 3. Center of Innovation and Research in Materials & Polymers CIRMAP, Laboratory of Polymer and Composite Materials, University of Mons - Umons, Place du Parc 23, B-7000 Mons, Belgium 4. Materia Nova asbl, Parc Initialis, Avenue N. Copernic 1, B-7000 Mons, Belgium

ABSTRACT▬ Nanocomposites of poly(methyl methacrylate) (PMMA) filled with organo-modified natural Algerian clay (montmorillonite type from Mostaganem) noted AC were prepared by in-situ bulk polymerization of corresponding monomer (methyl methacrylate) initiated by 2,2’-azobis (isobutyronitrile) (AIBN). The organomodification of AC montmorillonite was achieved by ion exchange of Na+ with different alkyls ammoniums halides. It is worth pointing out that up to now this AC montmorillonite has found applications only in petroleum industry as a rheological additive for drilling muds and in water purification processes, but its use as reinforcement in polymer matrix has not been reported yet. The modified clay characterized by X-ray diffraction (WAXD) and thermogravimetric analysis (TGA), presents an important shift of the interlayer spacing after modification. Its degree of dispersion in the polymer matrix and the resulting morphology of nanocomposites were evaluated by WAXD and transmission electron microscopy (TEM). The resulting intercalated PMMA/AC nanocomposites were analyzed by thermogravimetric analysis (TGA) and differential scanning calorimetry (DSC). The glass transition temperature of the nanocomposites was not significantly influenced by the presence of the modified clay while the thermal stability was considerably improved compared to unfilled PMMA. This Algerian natural montmorillonite can serve as reinforcing nanofiller for polymer matrices and presents real interest for the elaboration of nanocomposites materials with improved properties. Keywords: Polymers; Nanocomposite; Algerian clay; Thermal stability; Intercalation.

CIMDD (No.III-2-472) 2013 Comportement rhéologique en écoulement et en fluage des solutions de xanthane K. Benyounes1, A. Mellak1, F. Aissat2, A. Benmounah2 1

Laboratoire de Génie Physiques des Hydrocarbures, Faculté des Hydrocarbures et la Chimie, Université de Boumerdès, Avenue de l’indépendance, Boumerdès 35000, Algérie.( [email protected]) 1 Unité de recherche matériaux, Procédés et Environnement (UR-MPE), Faculté des Sciences de L’ingénieur, Université de Boumerdès, Avenue de l’indépendance, Boumerdès 35000, Algérie.

RESUME ▬Dans ce travail, nous avons utilisé la gomme de xanthane un polymère biodégradable anionique qui est largement utilisé dans le domaine de forage. Afin de tester les performances rhéologiques de la gomme de xanthane dans les boues de forage à base d’eau, les essais d’écoulement et de fluage-recouvrance ont été effectués, ces essais visent essentiellement à la caractérisation de l’état d’interaction entre les chaines de polymères dans les conditions d’écoulement et de repos. Pour cela, nous avons utilisé un rhéomètre à contrainte imposée avec une géométrie côneplan pour étudier le comportement rhéologique des solutions de gomme de xanthane à différentes concentrations (0,1%1.0%). L’analyse des courbes d’écoulements des solutions de xanthane montre l’existence d’une contrainte seuil, plusieurs modèles rhéologiques tels que, Bingham, Casson, Herschel– Bulkley, Heinz-Casson et de Mizrahi-Berk ont été utilisés pour estimer les paramètres rhéologiques. Les courbes de fluage montrent que la complaisance décroit avec l’augmentation de la concentration en polymère. L’effet de la concentration de xanthane sur le caractère viscoélastique des solutions de polymères a été quantifié par le calcul du taux du recouvrance qui varie largement entre 0 .5% et 63.0%. On a également ajusté les courbes de fluage par le modèle de Burger, il a été appliqué avec satisfaction pour les différentes solutions de polymères. Le calcul de la contribution de chaque élément du modèle de Burger par rapport à la complaisance maximale pour les différentes concentrations des solutions de gomme de xanthane a été établi suivant la relation de Dolz. Mots clés : Rhéologie, Polymère, Ecoulement,Fluage

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Etude du comportement rhéologique de la résine époxyde chargée. ALOUCHE H.1, CHIBANE T.1, IREKTI A. 2, BEZZAZI B. 2, ZIBOUCHE F. 2, ARIBI C. 2 1 2

Département de Chimie, Faculté des sciences, université M’Hamed Bougara Boumerdes Unité de recherche Matériaux, Procédés et Environnement, Université M’Hamed Bougara Boumerdès

RESUME ▬ Notre étude consiste à élaborer des matrices composites avec des nouvelles formulations à base de la résine époxy (produits Granitex) par l'incorporation de (5% jusqu’à 60%) de charges minérales locales. Ces derniers donnent les propriétés de la matrice dont elle n'a pas, d’une part, afin de réduire le coût des matériaux composites, et d'autre part, d'améliorer la mise en œuvre en augmentant la viscosité et réduire le retrait à sa valeur minimale. Essais rhéologiques des mélanges préparés sont effectués sur le viscosimètre cône-plan, ou l'échantillon subit un cisaillement dans l'espace conique entre le plan et le cône. La géométrie du cône - plan assure un gradient de vitesse constant dans tout le volume. Le viscosimètre Rheowine logiciel, nous a permis de modéliser et d'identifier le comportement rhéologique de ces mixte avec résine. Les résultats obtenus dans cette modélisation, a confirmé que les mélanges de résine ont rhéofluidifiant comportement rhéologique et leur comportement suit le modèle de la Ostwald de Waele. Mots-clés: résine époxy, charges minérales, rhéologie, viscosité, taux de cisaillement, contrainte de cisaillement.


Effet des processus de synthèse en batch et en semi batch sur les propriétés des gradients a base d’acrylate / methacrylate synthétisés par voie radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. N. Cherifi1, 2, 3, A. Benaboura2, A. Khoukh3, M. Save3, C. Dérail3, L. Billon3 1

Centre de recherches Scientifiques et techniques en Analyse Physico-chimiques (C.R.A.P.C), BP 248 Alger RP 16004 Alger, Algérie. ([email protected]) 2 Laboratoire de Synthèse Macromoléculaire et Thio-Organique Macromoléculaire, Faculté de Chimie, USTHB, Bab Ezzouar, Alger, Algérie. 3 IPREM/EPCP, CNRS UMR 5254 Université de Pau et des Pays de l’Adour Hélioparc, 2 avenue Angot, 64000 Pau, France

RESUME ▬ Dans le cadre de ce travail, nous présentons les principaux résultats obtenus lors de la synthèse et de la caractérisation d’une série de copolymères à gradients à base des deux monomères : Acrylate de n-butyle ABu, Méthacrylate de méthyle MMA, moyennant la voie de synthèse radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. Les deux processus en batch et en semi batch ont été appliqués sur différentes compositions initiales en monomères ABu/MMA (75/25, 50/50). Deux vitesses d’ajout du MMA dans le milieu réactionnel ont été choisies (2,2 et 4,3ml/h). Le caractère contrôlé des synthèses réalisées a été vérifié par les techniques de résonance magnétique nucléaire du Proton H-RMN et de la chromatographie d’exclusion stérique SEC. L’effet du processus de synthèse appliqué sur le profile gradient dans ces matériaux synthétisés a été examiné à travers la détermination des fractions instantanées des monomères incorporés le long des chaînes polymériques. Les techniques d’analyse enthalpique différentielle, de résonance magnétique nucléaire de carbone 13C-RMN et de couplage à longue distance HMBC ont été employées pour confirmer les résultats obtenus. Par ailleurs, la dépendance des propriétés thermomécaniques et spectromécaniques de ces matériaux en fonction de la technique de synthèse employée a été également étudiée. Mots clés: Polymérisation radicalaire contrôlée PRC, NMP, gradients, HMBC, rhéologie

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Using the technique of streaming current and potential for the characterization of polymer membranes Y. Hanafi1, K. Baddari1, A. Szymczyk1, F.Zibouche1 1

Unité de Recherche Matériaux Procèdes et Environnement, Université M’Hamed Bougara, Algérie. Institut des Sciences Chimiques de Rennes (UMR CNRS 6226), Université de Rennes 1, France [email protected]

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RÉSUMÉ▬ Implementation of membrane separation processes involves complex phenomena which control optimizes the separation. In fact, the selectivity (or separation ability) of a porous membrane vis -a-vis a mixture of solutes (ions and molecules) result both of a sieve effect (that is to say a discrimination function of the size of the species to be used) and the effects of the electric charges resulting from the chemical nature of the membrane material and the species to be separated. It is therefore essential to understand and control the selectivity of a porous membrane to determine not only its structural characteristics (average pore size, distribution of pore size, tortuosity ...) but also its electrical characteristics such as surface charge or a parameter representative of the state of the charge as the electrokinetic potential (or zeta potential). Thus the characterization of the properties of the membrane charge is the purpose of this study aimed to summarize the following: -Characterize the surface of polymeric membranes by measuring current and potential streaming. -Highlight the contribution of support to potential and current streaming. -Determine separately the zeta potential of the membrane surface and that of the support

Keywords: membranes, streaming current/ potential, zeta potential.

CIMDD (No.III-1-490) 2013 Preparation and characterization of PC/ABS Blends Ismahane Debbah1, Rachida Krache1 1 Laboratoire des Matériaux Polymériques Multiphasiques, Département de Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Ferhat Abbas, Sétif, Algérie. ([email protected])

ABSTRACT▬ A series of blends of Acrylonitrile-Butadiene-Styrene (ABS) and Polycarbonate (PC) were prepared and some of their thermal and mechanical properties were determined. The Young’s modulus changed gradually and monotonically with the polycarbonate content. This effect was tentatively explained as the antiplasticization of the PC which is ascribed to the chain mobility, which permits the PC chains to pack more tightly, to the secondary crosslinking between the PC chains, or to the secondary attachment of bulky side-chains to the PC, thus producing steric hindrance to the rotation of the PC main chains. The experimental values found for the impact strength were intermediate between those of the neat polymers, depending upon the dispersed rubber particles of butadiene in the matrix of SAN (Styrene-Acrylonitrile), and the dispersed PC particles which generally make the ABS more brittle. A maximum value of about 88 KJ/m2 for the im-pact strength was observed for the blend with 90% PC. This may be attributed to the strong polymer-polymer interac-tions for this particular composition. The variations in the heat deflection temperature HDT and the Vicat softening point with the blend composition were very similar , and allowed us to assume that the phase inversion between the ma-trices of the two polymers takes place at 50% PC. The morphology of the blends revealed by SEM observation, show a co-continuous structure. Keywords: PC, ABS, Blends, Impact Strength, Tensile and Flexural Properties, HDT, Vicat Point, Hardness, FTIR, Morphology

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Polylactic acid/cellulose whisker nanobiocomposites modified by polyethylene oxide Tassadit Aouat 1, Mustapha Kaci1, Alain Dufresne2 1

Laboratoire des Matériaux Organiques, Faculté de la Technologie, Université Abderrahmane Mira, Bejaia 06000, Algeria. ([email protected]) 2 Grenoble Institute of Technology, The International School of Paper, Print Media and Biomaterials (PAGORA), 461 rue de la Papeterie, BP65, and 38402 Saint Martin d’H_eres Cedex, France.

ABSTRACT ▬Polymer composites from polylactic acid (PLA) and cellulose nano-whiskers were prepared and characterized. The CNW was obtained by acid hydrolysis of microcrystalline cellulose (MCC) and the nanocomposites were prepared by incorporating 3, 5 and 9 wt% of the different CNW content into a PLA matrix, using compounding extrusion. To enhance the compatibility of the cellulose nano-whiskers with PLA matrix, a surface treatment based on polyethylene oxide (POE) was performed. The atomic force microscopy has confirmed the separation of individual crystallites or whiskers, after the acid hydrolysis process. The effects of cellulose nanowhiskers on the microstructure behavior of poly (lactic acid) (PLA) matrix have been investigated in this study. The FTIR result suggests that the interaction between CNW and the PLA is physical rather than chemical in origin. Furthermore, the DRX showed a gradual increase of the crystallinity of PLA/CNW-POE nanocomposites samples with increasing the CNW- POE content. Keywords: nonobiocomposites, nano-whiskers of cellulose,

CIMDD (No.III-2-516) 2013 Propriétés des couches minces de TiO2 élaboré par la voie sol gel F.Bensouici1; A.Iratni1; M.Toubane1; R.Tala-Ighil1 1

Unité de recherché: Procédés; Matériaux et Environnement (UR:MPE);Université M’Hamed Bougara Boumerdès. Rue de l’indépendance 35000, Algérie.( [email protected] )

ABSTRACT ▬ Le but de ce travail est de synthétisé des nanoparticules de TiO2 de grande pureté par le procédé solgel. Les nanoparticules de TiO2 sont synthétisées par le hydrolyse et la condensation de tetraethyl-orthotitanate [TEOT] de titane dans l’éthanol absolue à la température ambiante, le Ph de la solution est contrôlé par l’ajout de HNO3 concentré, l’effet de la température de recuit ainsi que le temps ont été étudié. Les températures de transformation de phase sont déterminer par ATD-ATG, la nature des phases et la taille des cristallites de TiO2 recuit sont dérivé à partir des spectres de diffraction des rayons X. la transmittance des films est caractérisé par un spectrophotomètre. A partir des spectres de la transmittance des couches, l’indice de réfraction et l’épaisseur sont calculer ont utilisons la méthode d’enveloppe. Les résultats expérimental montre que les films élaborer se cristallise en phase anatase à T=450°C pour un temps de recuit égal ou supérieur à 1 heure, ont une grande transmittance dans le visible, opaque dans l’UV et des bons paramètres optique. Mots clés: TiO2, sol gel, dip coating, anatase, couche mince.

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Etude Morphologique et Mécanique des Composites Stratifiés Tissés Hybrides Carbone/Verre/Epoxy S. Mouffok1, S. Benadda2, D. Rahni2, C. Aribi3 1

Laboratoire de Traitement et mise en Forme des Polymères, Université M’hamed Bougara, Boumerdès, Algérie. Département Sciences des Matériaux, Faculté GPGM, Université Houari Boumediene, Bab Ezouar Alger, Algérie. 3 Unité de recherché-Matériaux, Procédés et Environnement, Université M’hamed Bougara Boumerdès, Algérie. [email protected] 2

RESUME ▬ Dans ce travail, la morphologie et le comportement mécanique en flexion 3 points des composites stratifiés tissés hybrides Carbone/Verre/ Epoxy ont été étudié. Les résultats obtenus ont montré que le taux de porosité de touts les composites stratifiés non hybrides et hybrides ne diffère pas considérablement. L’étude mécanique a relevée que le composite stratifié Carbone/ Epoxy présente la contrainte à la rupture et le module de Young les plus élevés. L’analyse MEB a bien montrée les délaminages produits dans les composites stratifiés après rupture. Mots Clés: Stratifié tissés, Composite hybride, Epoxy, Fibre de Carbone, Fibre de Verre.

CIMDD (No.III-1-521) 2013 Caractérisation mécanique d’un composite à matrice époxyde chargé en particules de bentonite Mehraz S.1, Bezzazi B.1, Aribi C.1, Dokhane N.1 1

Unité de Recherche Matériaux Procédés et Environnement URMPE, Université M'Hamed Bougara Boumerdès. ( [email protected])

RESUME ▬ Les matériaux composites à base de polymères sont aujourd’hui très utilisés dans l'industrie. Ils permettent de combiner la mise en forme aisée des polymères, et d'en modifier les propriétés, en fonction de leur application. Selon les besoins, des particules de différentes natures sont ajoutées une matrice polymères. Elles peuvent être des particules ou des fibres de carbone, des argiles, des céramiques ou des particules métalliques. Notre travail porte sur l’élaboration et caractérisation mécanique d’un matériau composite à matrice époxyde et charges minérales. Pour ce faire, plusieurs séries de composites avec différents taux de bentonite, allant de 5 à 40% en masse, de taille de particules <32μm et <63μm, ont été préparés. L’influence du taux de charges et de la taille des particules sur les propriétés mécaniques, et la dureté de ce matériau, a été étudiée. Mots-clés : Epoxy, Bentonite, matériaux composites

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Etude de l’effet de cycle et de l’addition des extenseurs de chaînes sur les propriétés du poly (éthylène téréphtalate) recyclé (rPET) L.Gouissem1, D.Benachour1, A.Douibi1 1.

Laboratoire L.M.P.M.P; Département de Génie des Procédés, Faculté de Téchnologie, Université Ferhat ABBAS, Sétif (19000), Algerie. ( [email protected])

RESUME.▬ Le Poly (éthylène téréphtalate) (PET), est la matière plastique la plus utilisée dans l’emballage de boisons, il est également la matière plastique la plus recyclé au monde. Il est estimé que 6 millions de tonnes de rPET sont recyclés chaque année dans le monde. Le recyclage de ce matériau par transformation à l’état fondu a fait l’objet de nombreuses recherches, afin de limiter les processus de dégradation qui conduisent à une diminution importante de la masse moléculaire (viscosité). Et deux points essentiels sont à soulignés : le premier est la présence des impuretés: les colles adhésives, le pvc etc..., le deuxième est la présence de l’eau. Se sont donc les principaux acteurs de la dégradation du rPET. Le premier peut être évité grâce à une récupération sélective et le deuxième par un étuvage approprié combiné avec l’addition des allongeurs de chaîne à savoir le caprolactam (CAP) et/ou l’anhydride trimellitique (ATM). Cette combinaison, c’est avéré très prometteuse car les mélanges obtenus par extrusion ont des propriétés assez acceptables surtout en termes d’indice de fluidité. L’étude à montrer également que la dégradation devient importante à partir du deuxième cycle. L’addition de faibles quantités d’extenseurs de chaîne (0.2 % pour le CAP et 0.01 et 0.05 % pour l’ATM) a donnée des résultats satisfaisants en termes d’indice de fluidité. Mots clés: recyclage, PET, extenseur de chaîne, dégradation


Damage behavior of thermoplastic laminates reinforced with natural fibers A. Mokhtari1, M. Ould Ouali1 1.

Laboratoire Elaboration et Caractérisation des Matériaux et Modélisation. Université Mouloud MAMMERI de Tizi-Ouzou, BP 17 RP, 15000 Tizi-Ouzou. ([email protected])

ABSTRACT▬ This paper is devoted to the study of mechanical response of polypropylene (PP) thermoplastic composite reinforced with jute fibers. In order to use these composites in structural applications it’s necessary to understand the mechanisms governing their mechanical behavior and damage. For this purpose, we have elaborated two kinds of PP/jute laminates: [0°/90°]2S and [+45/-45°]2S with the fibers direction, using the molding technique under compression. The mechanical properties of the material are then characterized by tensile tests. The numerical part of this work concerns the extension of the Matzenmiller, Lubliner, and Taylor (MLT) mechanical model to mechanical loading and including description of the failure stage (coupling damage-failure). This last is possible using formulation with two criterions. The constitutive law, including the elastic post-peak description, has been implemented into the finite code Abaqus using an explicit scheme. In order to assess the capability of this model, comparisons are made between numerical and experimental results. Excellent agreements are found between numerical predictions and experimental observations. The model also captures correctly the zones where damage occurs in the two kinds of laminates. Keywords: PP/jute, mechanical behavior, damage, laminate, modeling

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Synthesis, characterization and catalytic performance of modified clay materials S.Boudjema1, A. Choukchou-Braham1, R. Bachir1 1

Laboratory of Catalysis and Synthesis in Organic Chemistry, Chemistry department, University of Abou Bekr Belkaid, BP 119Tlemcen (Algeria) ([email protected] )

ABSTRACT▬ A solid, stable, porous catalyst (high surface area), with a well dispersed active phase for the activation of oxidant near the organic compound, make it possible to increase the reaction speed appreciably is the objective of this work. Various solids can meet this aim. Pillared clays constitute one of the families most largely studied among the new groups of microporous materials developed by molecular technology. This type of material is obtained by modification of Bentonite (valorization of Bentonite-type clay from Maghnia (Algeria) by oxides and impregnated by a metal of transition, in order to improve the reactivity and the selectivity of the oxidation reactions. A series of vanadia supported on Chromia pillared clay (Cr-PILC) with two different content of chromia (5 mmol and 10 mmol of Cr/ g of clay) were prepared and characterized by UV-vis DR and FT-IR. The catalysts prepared were studied for epoxidation of cyclohexene using TBHP as oxidant. The catalyst found good selectivity (74.6 %) for cyclohexene epoxide with 10V/Cr-PILC5. Keywords: Vanadia, Chromia, Bentonite, Cyclohexene, epoxidation

CIMDD (No.III-2-556) 2013 Study of PCL/nanoclays composites prepared by conventionnal solution mixing K. Issaadi1,2, A. Habi1, S. Boufelgha1, I. Pillin2, A. Bourmaud2, Y. Grohens2. 1

Laboratoire des Matériaux Organiques, Faculté de Technologie, Université A.MIRA- Béjaïa, Algérie, E-mail:[email protected] 2 Laboratoire d’Ingénierie des Matériaux de Bretagne, Equipe E2PIC, Université de Bretagne-Sud, Rue de Saint Maudé, 56321 Lorient Cedex, France.

RESUME▬Des nanocomposites basés sur un biodégradable polycaprolactone(PCL) et d’argile modifiée organiquement ont été préparés en solution, dans le Tétrahydrofurane. Deux sortes d’argiles organophiles, la cloisite 15A et la cloisite30B, avec différents pourcentages (3 et 5% en poids), ont été utilisées pour la préparation des nanocomposites. La morphologie des Films de polycaprolactone et des nanocomposites PCL/argile a été caractérisée par diffraction des rayons x (DRX) et microscopie électronique à transmission (MET). L’étude des propriétés thermiques des blends PCL/nanocharge est menée par Ananlyse Calorimétrique Différentielle (DSC) et analyse thermogravimétrique (ATG). La nanoindentation est utilisée dans l’étude des propriétés thermiques. Une étude de la perméabilité aux vapeurs d’eau (WVP) a également été menée. Les résultats obtenus montrent que la structure est de type intercalée pour les composites PCL/C30B et mixte (intercalée/exfoliée) pour les composites PCL/C15A. L’étude des propriétés thermiques par nanoindentation a montré une amélioration de la dureté et du module de Young. La présence d’argile dans la matrice PCL a permis de ralentir la diffusion des vapeurs d’eau à travers les films. Mots clés : PCL, Cloisite, nanocomposites, morphologie, propriétés.

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CIMDD (No.III-1-557) 2013 Elaboration et Caractérisation d’un Enduit Hydrofuge à base de Chaux pour la Restauration de l’ancien bâti (Application pour la coupole de la nouvelle mosquée de la citadelle d’Alger) Belaidi M1, Hamiane M 2 1,2

Département de Génie des Matériaux F.S.I Université de Boumerdes, cite Frantz fanon 35000, Boumerdes, Algérie

RESUME ▬ Les enduits de chaux sont des matériaux de constructions très utilisés dans les monuments historiques et archéologiques. Néanmoins l’élaboration d’un enduit hydrofuge nécessite des connaissances physico chimiques et la maitrise des propriétés de ces matériaux. Notre travail consiste à élaborer un enduit de chaux avec l’ajout de l’adjuvant medaflow, afin d’améliorer son caractère hydrofuge. Les essais élaborés sur les vingt sept (27) formulations ont été élaborées ont montré que la composition à base de 1V chaux éteinte en poudre, 0.4 V brique pillé 0-1 mm, 0.75 V sable jaune, 0.5 V eau, et 8 ml Medaflow, ayant les meilleurs caractéristiques et performance de point de vu physiques et mécaniques. Ces résultats ont montré une meilleure compatibilité avec l’ancien bâti. Mots clés : Enduit, chaux, medaflow, hydrofuge, bâti ancien, restauration, citadelle d’Alger.


Caractérisation mécanique d’un matériau composite stratifié Jute/polyester C. BELKACEMI 1, N .LAKREB1, B. BEZZAZI 1 1 Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement (URMPE) cité Frantz fanon, 35000 Boumerdès. [email protected]

RESUME ▬ Le travail présenté s’intéresse à la caractérisation des propriétés mécaniques par traction d’un composite stratifié en jute/polyester. Les éprouvettes fabriquées par compression ont des séquences d’empilement de 0/90° et ±45°. Les essais de traction sont effectués sur la fibre de jute seule puis sur le composite stratifie (jute/polyester). Après les essais réalisés sur les composites renforcés par la fibre de jute, on peut conclure que les caractéristiques mécaniques des composites renforcés par cette fibre sont inférieures à celles renforcés par la fibre de verre, Ce type de fibre peut être utilisé pour diminuer le coût car elle est moins chère par rapport aux fibres synthétiques. Mots clés : composite, stratifiés, jute, polyester

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CIMDD (No.III-1-559) 2013 Elaboration d’un géopolymère à base d’un métakaolin et deux solutions d’activateurs (NaOH et KOH). OUALIT. M 1, ABADLIA. Med T 1, JAUBERTHIE. R 2, MELINGE. Y 2 4. 5.

Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement (UR-MPE), Boumerdès, Algérie. Laboratoire de Génie Civil, Génie Mécanique (Matériaux), (LGCGM) - INSA de Rennes, France.

RESUME▬ L’objectif de cette recherche est dans un premier temps, de synthétiser des géopolymères à partir de deux types de solutions d’activateurs à une concentration de 9M, préparées avec deux bases différentes (NaOH et KOH). Ces solutions ont été mélangées avec du kaolin préalablement chauffé à 800°C afin d’obtenir des éprouvettes de géopolymères en optimisant le rapport Si/Al à 2. En second lieu, c’est d’étudier l’influence de la substitution d’un pourcentage de métakaolin par un ciment CEM I. Par conséquent, l’évolution des propriétés physicomécaniques, notamment la résistance en compression et en traction par fendage est déduite. Les résultats obtenus ont montré que l’emploi de la base KOH pendant la préparation de la solution d’activation augmente la solubilité entre le KOH et le gel de silice et favorise également l’obtention de meilleures résistances mécaniques dans le matériau. Par ailleurs, on montre également que plus le pourcentage (%) du ciment augmente, plus les propriétés mécaniques des éprouvettes s’améliorent. Enfin, des recommandations sont proposées en adéquation avec les matières premières utilisées ainsi qu’une évaluation des performances mécaniques des éprouvettes. Mots clés: Géopolymère, solutions d’activateurs, ciment CEM I, propriétés mécaniques.

CIMDD (No.III-2-560) 2013 Synthèse, Caractérisation par rayon X, et étude des propriétés magnétiques de nouveaux matériaux à base moléculaire Messai Amela, Benali-Cherif Nourredine b , Dominique Luneaua , a

Laboratoire des Structures, Propriétés et Interactions Inter Atomique (LASPI2A). E-mail: [email protected] Centre Universitaire de Khenchela 40000- Khenchela, Algérie. b Université Lyon 1, Laboratoire des Multimatériaux et Interfaces (UMR 5615)

Abstract ▬ Parmi les possibilités offertes par la chimie de coordination, l’obtention de molécules aimantes (Single Molecule Magnets, SMM) en est sans doute l’avancée la plus marquante. En effet, un bit d’information pourrait être attribué à une seule entité moléculaire. De nombreuses stratégies ont été développées pour synthétiser de telles molécules qui doivent associer de nombreux porteurs de spin de façon à avoir un moment magnétique élevé et posséder une forte anisotropie magnétique. L’une des stratégies développée dans l’équipe repose sur la synthèse de ligands simples qui sont des bases de Schiff -dicetone. Très attractifs, ces ligands possèdent l’avantage de pouvoir être façonnés à souhait avec une multitude de fonctions chimiques et de groupements donneurs suivant les applications voulues. L’utilisation de ces ligands pour complexer des métaux de transition tels que le cuivre ou le cobalt a par exemple permis d’obtenir des complexes tétranucléaires [CuII4]1, trinucléaires [CuII3]2 ou heptanucléaires à valence mixte [CoII3CoIII4]3. a)

c)

b)

Notre approche consiste maintenant à modifier ce type de ligands par l’introduction de centres asymétriques (a) pour étudier l’influence de la chiralité sur les propriétés magnétique des complexes obtenus. Nous présenteront au cours de cette communication la synthèse, la structure cristalline et les propriétés magnétiques des composés obtenus tels que des roues de cuivre [CuII4] et des complexes tétranucléaires à valence mixte [CoII2CoIII2]. 79



SYNTHESE ET CARACTERISATION DE MATERIAUX A BASE D’HEXAALUMINATES MODIFIES AU RHODIUM. S. IKHADDALENE1, M.BENHADDAD1, A.D.LALLAM1, N.B.TOUAHRI2, 3, A.BENADDA2, A.BARAMA2 (1)-Faculté des Sciences, Département de Chimie UMBB, Boumerdes (2)- Laboratoire de Matériaux Catalytiques et Catalyse en chimie Organique, Faculté de Chimie; (LMCCCO); USTHB BP 32, El Alia, Bab Ezzouar Alger. (3)-Unité de Recherche de Matériaux et Procédé Environnement (UR-MPE) Boumerdes

RESUME▬ La réaction de reformage du méthane est aujourd'hui un objectif industriel hautement stratégiques non seulement pour réduire les émissions de gaz à effet de serre, mais aussi pour produire le gaz de synthèse (mélange hydrogène et monoxyde de carbone) en vue d'élaborer des carburants de synthèse. Les réactions d'activation catalytique du gaz naturel (essentiellement le méthane) en gaz de Synthèse peuvent se faire en présence de l’agent oxydant qui est l’oxygène. Diverses formulations catalytiques à base de solides massiques ou supportés peuvent être étudiées dans les réactions de reformage. Les oxydes mixtes à base d’ hexaaluminates sont apparus comme catalyseurs prometteurs pour l'utilisation à haute température mais leurs activité catalytique est faibles, Pour cela on incorpore les métaux nobles (Rh, Ru, Pt et Pd, etc) dans des structures bien défini. Ces métaux ont été utilisés avec succès car ils sont très actifs, C'est pourquoi, certains travaux récents ont privilégié l'utilisation de matériaux de structure définie présentant une bonne distribution de la phase active (métal). Parmi ces matériaux, on peut classer les hexaaluminates substitués qui ont l'avantage de posséder une grande stabilité thermique et une bonne résistance à la formation de coke et au frittage. Dans ce travail, nous avons préparé une série de catalyseurs BaRh0.15Al11.85O19-δ par la méthode de coprécipitation utilisant le carbonate d’ammonium comme agent précipitant, où le métal (Rhodium) est incorporé dans la structure des hexaaluminates de baryum à x=0.15. Les solides obtenus ont été calcinés à 1200 et 1400°C, caractérisés par plusieurs techniques physico-chimiques (BET, DRX, ATG/ADT, MEB/EDX, UV-Visible) Mots clés : hexaaluminates, Rhodium, coprecipitation

CIMDD (No.III-1-563) 2013 SYNTHESE ET CARACTERISATION DE MATERIAUX A BASE D’HEXAALUMINATES MODIFIES AU PALLADIUM.

A. Noual1, Mesrana S.1, N.B.Touahri2, 3, A. Benadda2, A. Barama2 (1)-Faculté des Sciences, Département de Chimie UMBB, Boumerdes (2)- Laboratoire de Matériaux Catalytiques et Catalyse en chimie Organique, Faculté de Chimie; (LMCCCO); USTHB BP 32, El Alia, Bab Ezzouar Alger. (3)-Unité de Recherche de Matériaux et Procédé Environnement (UR-MPE) Boumerdes RESUME▬La réaction de reformage du méthane est aujourd'hui un objectif industriel hautement stratégiques non seulement pour réduire les émissions de gaz à effet de serre, mais aussi pour produire le gaz de synthèse (mélange hydrogène et monoxyde de carbone) en vue d'élaborer des carburants de synthèse. Les réactions d'activation catalytique du gaz naturel (essentiellement le méthane) en gaz de Synthèse peuvent se faire en présence de l’agent oxydant qui est l’oxygène. Diverses formulations catalytiques à base de solides massiques ou supportés peuvent être étudiés dans les réactions de reformage. Les oxydes mixtes à base d’ hexaaluminates sont apparus comme catalyseurs prometteurs pour l'utilisation à haute température mais leurs activité catalytique est faibles, Pour cela on incorpore les métaux nobles (Rh, Ru, Pt et Pd, etc) dans des structures bien défini. Ces métaux ont été utilisés avec succès car ils sont très actifs, C'est pourquoi, certains travaux récents ont privilégié l'utilisation de matériaux de structure définie présentant une bonne distribution de la phase active (métal). Parmi ces matériaux, on peut classer les hexaaluminates substitués qui ont l'avantage de posséder une grande stabilité thermique et une bonne résistance à la formation de coke et au frittage. Dans ce travail, nous avons préparé une série de catalyseurs BaRh0.15Al11.85O19-δ par la méthode de coprécipitation utilisant le carbonate d’ammonium comme agent précipitant, où le métal (Rhodium) est incorporé dans la structure des hexaaluminates de baryum à x=0.15. Les solides obtenus ont été calcinés à 1200 et 1400°C, caractérisés par plusieurs techniques physico-chimiques (BET, DRX, ATG/ADT, MEB/EDX, UV-Visible) Mots clés : hexaaluminates, Palladium, coprecipitation

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CIMDD (No.III-2-569) 2013 Infection nosocomiale : Cause et remède Acte II Application des matériaux composites : Traitement des plans de travail de l’enceinte hospitalière M. BOUZID1, A. DJADI2, S. GUECHTOULLI2, C. ARIBI1, A. IREKTI1, B. BEZZAZI1. 1

. Unité de recherche: Matériels, Processus et Environnent, Université M'Hamed Bougara, Cite Frantz Fanon, Boumerdes, Algérie. 2. Département de Recherche et Développement, Technologie de la Santé Algérie. 02 Rue Titouaméne Cherchell, Cherchell, Algérie. RESUME▬ La nature des matériaux structurant nos établissements de santé favorisent le développement des germes. La pérennité des infections nosocomiales demeure notable (12% et 15%). Un des facteurs principaux étant le ciment de portland qui est cassant et poreux. Dans le cadre d’un plan de lutte national, piloté par le CHU de Blida, contre les infections nosocomiales, nous avons opté pour un revêtement en matériaux composites à base de résine polyester comme liant et de charges minérales adaptées. L’application des matériaux composites renforce le revêtement mural des enceintes hospitalières et élimine les foyers infectieux. La tenue aux chocs, aux produits chimiques, à l’élévation de la température et à un environnement biologiquement actif, donne des résultats satisfaisant au niveau du centre de transfusion sanguine de Blida. Keywords: Confinement laboratoire, Infection nosocomiale, Matériaux composites.

CIMDD CIMDD (N (Noo.III-1-548) .III-1-548) 2013 2013 Caractérisation mécanique des matériaux composites bois assemblés avec différents type de colle. N.Lakreb1, B. Bezzazi1 1.

Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement (URMPE), Université M’Hamed Bougara Boumerdès. Cité Frantz Fanon, 35000 Boumerdès. Algérie.

RESUME ▬ Le collage est une technique d’assemblage au même titre qu’agrafer ou clouer. Néanmoins, le collage présente au moins deux avantages fondamentaux par rapport aux autres techniques : les matériaux collés ne sont pas endommagés et la liaison peut être effective sur toute la surface. De plus, de divers matériaux et variés sont assemblés grâce au développement continuel de nouveaux systèmes de collage. Pour minimiser les problèmes d'adhérence dans le processus de production de produits de bois lamellés, notre travail présente une étude expérimentale qui consiste à déterminer la résistance au cisaillement de du produit selon la norme EN 302-1. Le matériau composite est de type sandwiche élaboré au niveau du laboratoire de mécanique des matériaux et composites, de l’Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement de l’Université de Boumerdès. Le composite élaboré est constitué, de panneaux d’aggloméré de liège grossier noir et épais qu’on utilise généralement dans le bâtiment pour l’isolation thermique comme âme, avec deux types de panneaux minces de bois (chêne zen , pin d’Alep) comme peaux collées entre eux avec deux types de colle, une Colle vinylique industrielle et l’autre une urée formaldéhyde. Les résultats obtenus montrent que les valeurs de la résistance au cisaillement des panneaux fabriqués varient selon le type de colle et de bois. Mots clés: Bois, liège, sandwich, colle, cisaillement.

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Élaboration et caractérisation des céramiques de type PZT N.FERAHI1, Aknouche H1, Zirezer A.1 1

Unité de recherche- Matériaux, Procédés et Environnement, Université M’Hamed Bougara, Boumerdès, Algérie

Résumé : cet article présente une étude expérimentale qui est basée sur l’élaboration et la caractérisation céramique de type PZT sous forme de poudre et se forme d’une céramique massive. Pour l’élaboration de la poudre nous avons mélangé des oxydes (PbO, ZrO2 et TiO2) suivant l’équation stœchiométrique suivante : PbO + 0.52 ZrO2 + 0.48 TiO2 Pb (Zr 0.52 Ti 0.48) O3 le mélange obtenue a été broyé puis calciné 850°C- 950°C. Le mélange d’oxydes s’est transformé en poudre de structure pérovskite. Pour l’élaboration sous formes des céramiques massive, on a préparé des pastilles de diamètre 19- 18 mm et d'épaisseur de1 à 1,5 mm. A partir de la poudre obtenue.les pastilles obtenue qui ont été caractérisé à travers la détermination de la constante diélectrique, et la température de Curie. Les résultats obtenus montrent que les céramiques obtenues ont des bonnes caractéristiques diélectriques ainsi que la température de curie trouvée correspond aux valeurs de littérateurs. Mots clés: céramique, PZT, piézoélectrique, constante diélectrique, calcination frittage,

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DURABILITE DES MATERIAUX


CIMDD (No.IV-2-6) 2013 Physicochemical characteristics of Algerian (Beni abbes) sand dune Abdelhak. MAAZOUZI1,2, Ahmed. KETTAB2,Abdelkader BADRI3, Brahim Zahraoui3 1

Department of Process Engineering, Bechar University 08000, Algeria. ([email protected]) Water Science Research Laboratory (LRS-EAU)EL HARACHE Algiers 16000, Algeria. 3 ENERGARID laboratory Bechar University 08000, Algeria 2

ABSTRACT▬ This work aims at the characterization of dune sand (Beni abbes), which is found in considerable quantity in Algeria Sahara; In order to make, a chemical analysis of the porous environment studied summer so as to provide us with a qualitative and a quantitative information about the chemical composition of the sample, the results obtained show that the quartz (97%) is the most represented mineral, the oxides of aluminium, potassium, iron, chromium and manganese, identified by the chemical analysis, probably enter in the clayey phase, the granular analysis permitted us to determine some parameters as the uniformity coefficient (CU) and equivalent diameter, a comparison of the IR spectrum of the sand (washed and non washed) was achieve, observations to the Scanning Electron Microscopy (SEM) and the X-Ray analysis are achieved also. A part of this work is devoted to the follow-up of the absorbance of the filtrate at different lengths of waves. Erg sand of Beni abbes presents favorable features for its use as being bed filtering in pretreatment. Keywords: Dune sand (western Erg), physicochemical characteristics, (Beni abbes) Algeria.

CIMDD (No.IV-2-8) 2013 Application of First Order Shear Deformation. Theory for Buckling Analysis of Functionally Graded Plates M. BOUAZZA1, 2, E.A. ADDA-BEDIA 2 1 2

Department of Civil Engineering, University of Bechar, Bechar 08000, Algeria. ([email protected]) Laboratory of Materials and Hydrology (LMH), University of Sidi Bel Abbes, Sidi Bel Abbes 2200, Algeria.

ABSTRACT▬ In this paper, the buckling behavior of functionally graded material (FGM) plates under thermal load is investigated based on the first order shear deformation theory. The material is graded in the thickness direction according to a powerlaw distribution in terms of the volume fractions of the constituents. The thermal loads are assumed to be uniform, linear and nonlinear distribution through-the-thickness. The derived equilibrium and buckling equations are then solved analytically for a plate with simply supported boundary conditions. Numerical examples cover the effects of the gradient index, plate aspect ratio, side-tothickness ratio and loading type on the critical buckling for FGM plates.

Keywords: Buckling, functionally graded plate; first order shear deformation theory.

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CIMDD (No.IV-2-10) 2013 La Durabilité des Matériaux Composites PET-Mortier dans un Environnements Agressifs A. S. Benosman1,2, M. Mouli2, H. Taïbi1, M. Belbachir1, Y. Senhadji2, I. Bahlouli1, D. Houivet3 1 University of Oran Es-Senia, Laboratory of Polymer Chemistry, Faculty of Science, B.P. 1524, El Mnaouer, Oran 31000; Algeria. ([email protected]) 2 ENSET Oran, Laboratory of Materials LABMAT, Civil Engrg. Department, BP. 1523, El Mnaouer, Oran 31000, Algeria. 3 Université de Caen Basse-Normandie, Laboratoire LUSAC EA 2607, BP 78 – 50130 Cherbourg Octeville, France.

RESUME▬Les composites mortier-polymère (matériaux polyphasés) sont souvent employés en tant que matériaux prometteurs peu coûteux pour empêcher ou réparer de diverses structures en béton renforcées. En vue d’améliorer la durabilité de ces composites, on a évalué l’influence de l’ajout du polytéréphtalate d’éthylène PET sur les caractéristiques de ces derniers vis-à-vis des milieux agressifs tels que les sulfates et les acides. L’objectif de cette étude expérimentale est de faire une analyse comparative du comportement des mortiers élaborés à base de ciment CPJ-CEM II/A ainsi que des composites de différents teneures en PET et par conséquent mettre en évidence l’influence de ce polymère sur la durabilité des mortiers modifiés et essayer d’apporter une meilleure compréhension concernant les réactions chimiques responsables du ralentissement de la dégradation. Après conservation des éprouvettes en milieu témoin, elles sont mises en solutions d’acide chlorhydrique (HCl), de différentes concentrations 0.5%, 1% et 1.5%, et du sulfate de sodium Na2SO4 à une concentration de 5%. Des essais de mesure de poids et de résistances mécaniques sont effectués à différents âges ainsi que des analyses de la microstructure des différents échantillons. Les résultats obtenus doivent conduire à des prescriptions concernant les mortiers modifiés par le polymère, permettant d’obtenir des matériaux durables. Mots clés : Durabilité, Composite, Matériaux, Résistance chimique, MEB.

CIMDD (No.IV-1-59) 2013 Etude préliminaire du frittage d’une céramique hollandite de composition chimique K0.8RbTi7.1Cu0.9O16 , utilisée pour le confinement du césium-135 R SOUAG1, N. KAMEL2, M. HAMMADI1, Z. KAMEL2, D. MOUDIR2, F. AOUCHICHE2, Y. MOUHEB2, S. KAMARIZ2. 1

URMPE Unité de Recherche des Matériaux-Procédés et Environnement, Université M’hamed Bougara Boumerdes, Faculté des Sciences de l’ingénieur, 35000, Boumerdès, Algérie ([email protected]) 2 Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Division des Techniques Nucléaires, 2. Bd Frantz Fanon, BP : 399, Alger-RP, Alger, Algérie

RESUME▬ La hollandite est un minéral utilisé comme céramique de confinement du césium radioactif Cs-135. L’objectif de cette étude est l’optimisation des conditions de frittage, sous atmosphère oxydante, d’une hollandite de composition chimique K0.8RbTi6.6Cu1.4O16. Le potassium, analogue chimique du césium est utilisé pour simuler ce dernier. La hollandite a été synthétisée par frittage sous atmosphère oxydante à 1000°C. Les courbes de compactage du matériau ont été obtenues. La meilleure densité frittée (2.261 g/cm3) a été obtenu pour la pression de compactage la plus faible (180 MPa). L’analyse par diffraction des rayons X a confirmé la réussite de la synthèse. L’observation au microscope électronique à balayage a montré une structures de grain resserrée, et une répartition uniforme des cristallites, de forme allongée ; de taille moyenne de 20 x 5 μm. L’analyse par spectrométrie à dispersion d’énergie (EDX) a permis de vérifier la composition chimique des matrices frittées. L’analyse thermique différentielle (ou ATD) a permis d’identifier les phases allotropiques de la hollandite.

Mots clés: Hollandite, confinement du césium, frittage, DRX, MEB

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CIMDD (No.IV-1-66) 2013 Comportement à la corrosion d’un acier doux dans le milieu HCl à 0,5M en présence de l’extrait de la plante d’ortie A. ZAABAR1, R. AITOUT1, L. MAKHLOUFI1, K. BELHAMEL2 1

Laboratoire de Technologie des Matériaux et de Génie des Procédés, équipe électrochimie et corrosion et Hydrométallurgie, Département Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Abderrahmane MIRA, Béjaïa, Algérie ([email protected]) 2 Laboratoire des Matériaux Organiques, Département Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Abderrahmane MIRA, Béjaïa, Algérie

RESUME▬ L’utilisation d’inhibiteurs est un des moyens qui permettent d’augmenter la durabilité et la fiabilité des matériaux, de pérenniser les structures et de conserver l’aspect et la qualité du neuf contre la corrosion. Or, la plupart de ces inhibiteurs sont toxiques ou cancérogènes et nuisibles à l’environnement. Plusieurs chercheurs se sont intéressés à la recherche de nouvelles voies d’inhibition de la corrosion basées sur les extraits de plantes plus respectueuses de l’environnement pour la protection des métaux. Ce travail décrit ici une étude que nous avons développée dans le domaine de l’inhibition de la corrosion de l’acier doux en milieu acide par un nouvel inhibiteur issu de l’extrait de la plante d’Ortie (noté E1). Cette étude a été réalisée par des techniques électrochimiques et gravimétriques. L’efficacité d’inhibition augmente avec la concentration et atteint 86 % à 0,3 g L-1. Les données de polarisation indiquent que l’inhibiteur testé et de type cathodique. L’adsorption d’E1 sur la surface de l’acier doux dans HCl 0,5 M suit l’isotherme d’adsorption de Langmuir. L’étude de l’effet de la température (20 – 80 °C) sur le comportement de l’acier doux dans le milieu HCl 0,5M en absence et en présence de 0,3 g L-1 de l’inhibiteur montre que l’efficacité inhibitrice reste stable dans cet intervalle de température. Les énergies d’activation correspondantes en absence et en présence de E1 ont été également déterminées. Mots clés: Corrosion, acier doux, inhibiteur de corrosion, ortie.

CIMDD (No.IV-2-96) 2013 Characterization Of Glass Properties By Using DTA Method R. Tala-Ighil1,2, F. Djeridane1, K. Allache1, A. Iratni1 And F. Bensouici1 1

Unité de Recherche des Matériaux, des Procédés et Environnement, Université M'hamed Bougara Boumerdes, Rue de l'indépendance, Boumerdes 35000, ALGERIA ([email protected]) 2 Institute of Electrical & Electronic Engineering, Université M'hamed Bougara Boumerdes, Rue de l'indépendance, Boumerdes 35000, ALGERIA

ABSTRACT ▬Glass represents an unavoidable material in our modern life. Its application can be found in many fields. The present work focuses on the study of glass properties manufactured in Algeria. Two types of glasses were investigated, one brown and the second gray. Both glasses have high resistance to basic and acidic mediums. Measured volumic masses were 2.51 g/cm3 and 2.49 g/cm3 for gray and brown glasses respectively. Thermal expansion coefficient α, measured by Differential Thermal Analysis (DTA) technique was found to be 10.22 10-6 K-1 for the gray glass and 9.75 10-6 K-1 or the brown glass. Keywords: glass properties, thermal expansion, DTA, chemical durability

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CIMDD (No.V-2-113) 2013 Electron Backscattered Diffraction Study of Cleavage Fracture Initiation in Low Carbon Steel A. Boumaiza1, R. harieche2, N. Rouag3 1

Laboratoire de Physique de Rayonnement et Applications, Université de Jijel, Ouled Aissa BP 98 Jijel 18000 Algérie ([email protected]) 2 Departement de Physique, Faculté des Sciences Exactes et Sciences de la Vie et de la Nature Université de Jijel, Ouled Aissa BP 98 Jijel 18000 Algérie 3 Laboratoire Microstructures et Défauts, Faculté des Sciences, Université Mentouri Constantine 25000 Algérie

Abstract▬ Advances in techniques for measuring individual crystallographic orientations have made possible to investigate the role of local crystallography during crack propagation in polycrystalline materials. The change in crystallographic orientation distribution during deformation by deep drawing in low carbon steel has been investigated in order to understand the deformation mechanisms leading to crack propagation. The well-known strain rate dependence of the deformation behaviour was examined by SEM-EBSD (scanning electron microscopy/electron back scatter diffraction pattern) analysis. This tool was used particularly to characterize the various crystallographic parameters. Evolution of grain boundary distribution during plastic deformation strongly depends of strain rate. Fraction of low angle grain boundaries increased after deformation with high strain rate, presumably due to dislocation activity, while fraction of random boundaries was high in the specimen deformed with low strain rate, and one observes conservation of initial texture. Further, the intragranular misorientation, transgranular misorientation and local orientation are analyzed in relation with the accommodation process during plastic deformation. Keywords: crack propagation, strain rate, grains boundaries, texture, EBSD

CIMDD (No.IV-1-138) 2013

Durabilité des bétons autoplaçants incorporant des additions issues du recyclage des déchets industriels et ménagers Tahar ALI-BOUCETTA1, Franck CASSAGNABERE2, Mourad BEHIM1, Michel MOURET2, Oussama KEBAILI1 et Walid LAIFA1 1

Laboratoire Matériaux, Géo – Matériaux et Environnement, Département de génie Civil – Université BADJI MOKHTAR – BP 12 Annaba – Algérie, ([email protected]) 2 Laboratoire des Matériaux et Durabilité des Constructions LMDC, Institue nationale des sciences appliquées de Toulouse INSA – Université Paul Sabatier - 135 Avenue de Rangeil 31077 Toulouse Cedex 4 – France

RESUME▬ Les bétons autoplaçants (BAP) utilisent couramment des additions minérales afin d’augmenter le volume de leurs pâtes. Ces additions sont constituées souvent de filler calcaire. La substitution du filler calcaire par du laitier granulé de haut fourneau et de la poudre de verre issue du broyage des bouteilles en verre coloré a donnée des résultats intéressants sur le plan ouvrabilité et résistance mécanique en compression. Afin de mettre en évidence les propriétés de durabilité, les BAP formulés avec additions de filler calcaire, de laitier granulé et de poudre de verre ont subit des tests de perméabilité, de carbonatation accélérée et de lixiviation au nitrate d’ammonium ainsi que de porosité accessible à l’eau. Les résultats obtenus montrent un meilleur comportement des BAP formulés avec addition de laitier granulé et de poudre de verre par rapport au BAP formulé avec addition de filler calcaire vis-à-vis des tests de durabilité conduits sur les différents BAP. Mots-clés: Perméabilité, carbonatation, lixiviation, laitier granule, poudre de verre

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CIMDD (No.IV-2-169) 2013

Béton avec tuf volcanique en milieux agressifs Cherrak M. 1,*, Berbar D. 2, Bali A. 1 1 2

Laboratoire Construction et Environnement, Ecole Nationale Polytechnique d’El Harrach, Algérie. Université des Sciences et des Technologie Houari Boumédienne, BEZ, Algérie ([email protected])

RESUME▬ Dans ce travail, un vaste programme expérimental consistant à formuler des bétons ordinaires en y introduisant le tuf volcanique par substitution partielle au ciment à des dosages de 5, 15, 25, 35 %, a été entrepris. Outre la caractérisation à l’état frais et à l’état durci de ces bétons, des essais de perméabilité, d’absorption et d’évaluation de la résistance vis-à-vis des milieux agressifs ont été réalisés, et les résultats comparés à ceux d’un béton témoin (sans tuf). Les dégradations dans ces environnements agressifs sont quantifiées par les pertes de masses des éprouvettes soumises à une immersion totale dans des solutions acides et sulfatées durant 90 jours.

Les résultats issus de cette investigation ont mis en exergue une régression significative des performances mécaniques des bétons formulés allant de 20 à 54 % par rapport à celles du béton témoin. L’incorporation du tuf a cependant amélioré notablement la tenue du béton dans des environnements agressifs (acides et sulfates). Ces dégradations observées sur les bétons à base de tuf volcanique sont globalement moins prononcées que celle du béton témoin pour toutes les solutions chimiques utilisées. En effet, les pertes de masses relevées sont réduites de moitié, voire plus. Mots clés: Tuf volcanique, ciment, performances béton, milieux agressifs.

CIMDD (No.IV-2-180) 2013 Influence des paramètres géométriques et propriétés mécaniques du patch sur la réparation des structures endommagées par fatigue M. Saad1, D. Ouinas2 1 2

Faculté des sciences et de la technologie et des sciences de la matière, Université Ibn-Khaldoun de Tiaret ([email protected]) LMNEPM, Université Abdelhamid Ibn Badis de Mostaganem

RESUME▬ Le renforcement par collage de patch en composite est une méthode facile à appliquer et a montré sa fiabilité surtout sur les alliages d’aluminium. Mais reste que, le point faible du renforcement par matériaux composites réside dans la colle qui permet de solidariser le renfort au substrat. En effet, la majorité des défaillances constatées dans les structures ainsi réparées sont due à la colle. Ces défaillances sont essentiellement dues au transfert d’effort du substrat vers le patch en composite. La zone de transfert d’effort entraine en effet un pic de contrainte de cisaillement à proximité du bord libre du patch. Le calcul des distributions de contraintes est donc un point important pour proposer une solution de renforcement adaptée. L’étude en fatigue nous permet de mettre en évidence l’influence de la répartition par patch sur la duré de vie des structures mécaniques pré-fissurées. Par ailleurs, pour avoir une analyse complète il faut bien étudier l’influence des divers paramètres mis en jeux lors d’une réparation par collage de patch en composite. Keywords: patch, composite, collage, reparation

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CIMDD (No.V-1-201) 2013 Effect of Anisotropy and Strain Localization on the Deep-Drawing of Carbon Steel A. Boumaiza1, Ji. Vincent2, N. Rouag3 1

Laboratoire de Physique de Rayonnement et Applications, Université de Jijel, Ouled Aissa BP 98 Jijel 18000 Algérie ([email protected]) 2 ICMMO/LEMHE, UMR CNRS 8182, Université Paris-Sud 11, 91405 Orsay, France. 3 Laboratoire Microstructures et Défauts, Faculté des Sciences, Université Mentouri Constantine 25000 Algérie

ABSTRACT ▬The present study considers the influence of anisotropy and deformation’s localization, on the damage and material rupture. The heterogeneous structures have a variable internal level of stresses, which strongly influences the material’s mechanical properties. The DRX method is a local, quantitative and selective technique, which made particularly possible to evaluate intensity and distribution of internal stresses in deformed microstructures. In that study different deformed samples were analyzed by DRX. The internal stresses were characterized for all deformation’s rates and correlated to the heterogeneous behavior during plastic deformation. The mechanical parameters, such the elastic limit, the ultimate tensile strength and the ductility were obtained by macroscopic mechanical tests; the different nature and origin of residual stress of material are examined. Keywords: XRD, Plastic deformation, Internal stresses, Heterogeneous structures, carbon steel.

CIMDD (No.IV-2-203) 2013 Corrosion protection of electro-galvanised steel by ceria based conversion coatings Y. Hamlaoui1,2, L. Tifouti2, F. Pedraza3. 1

Faculté des Sciences et de Technologie. Université Mohamed Chérif Messaadia. BP 1553. 41000 Souk-Ahras. Algérie. ( [email protected]) 2 Laboratoire de Génie de l’Environnement. Université Badji Mokhtar. BP 1223, El Hadjar-Annaba 23020 Algérie. 3 Laboratoire d'Etudes des Matériaux en Milieux Agressifs (LEMMA). Pôle Sciences et Technologie. Université de La Rochelle. Avenue Michel Crepeau. 17042 La Rochelle Cedex 1. France.

Abstract▬ A cerium oxide thin layer was deposited onto galvanized steel by cathodic electrodeposition, from 0.1 M concentrated cerium nitrate solution. In this work, the influence of polyethylene glycol (PEG) addition on the composition and morphology of the deposits is examined. The results showed that the addition of PEG to the cerium nitrate solutions lead to decrease the cracks in the deposits by decreasing the hydrogen reduction reaction and by decreasing the film thickness which provided enhanced corrosion protection. Moreover, the substrate dissolution reaction is inhibited. Keywords: Electrodeposited coatings, Rare earth elements, Zinc, Polarization, EIS.

CIMDD (No.IV-1-240) 2013 ELIMINATION DES TOXIQUES SUR DES MATERIAUX MIXTES 1

F. AIT AHSENE-AISSAT 1, A.BELAKROUF. 1, K. BENYOUNES1, M. HACHEMI1

Unité de recherche matériaux, procédés, environnement (URMPE) Université Boumerdes ([email protected] )

ABSTRACT ▬ Notre recherche s’oriente dans le cadre du développement durable, dans le but la valorisation industriels des matériaux naturels. Avec l’essor et le développement du secteur industriel, le problème de la pollution suscite beaucoup d’intérêt, notamment les ressources en eau polluées par les substances chimiques qui peuvent causer divers problèmes de santé et nuisance environnementale. A ce titre la conception de nouveaux matériaux est l’une des priorités des chercheurs. Aujourd’hui les phénols constituent une importante source de pollution et sont essentiellement le résultat de divers rejets industriels tel que les plastiques, les polymères, les insecticides, etc. Dans ce contexte l’originalité de notre étude constitue une première dans la mesure où on a utilisé un matériau mixte en mélangeant deux adsorbants le charbon actif et la bentonite activée de Mostaganem ; Des analyses de fluorescence X, la DRX, MEB et BET (Surface spécifique est de 185,2 (m2/g) et la surface des micropores 26,7 (m2/g) de la bentonite activée), et le potentiel zêta sur la bentonite brute et activée ont été étudiés. Les résultats obtenus sur le matériau mixte s’avèrent intéressant en milieu acide en des proportions importantes en bentonite activée (BA), la capacité d’adsorption est de 270 ,27 mg /g et en milieu neutre en proportions importante en charbon actif (CA), la capacité maximale d’adsorption est importante avec le modèle de Langmuir 188,67 mg /g. Mots clés : matériaux, Bentonite, Adsorption, Charbon actif, phénol.

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CIMDD (No.IV-2-244) 2013 INFLUENCE DES POST-TRAITEMENTS SUR LA RESISTANCE A L’USURE D’UN DEPOT A BASE DU NICKEL ELABORE PAR PROJECTION THERMIQUE M.A. Bradai1, A. Sadeddine1, Y. Mouadji2, A. Benabbas2 1

Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés (LTMGP). Faculté de Technologie, Route de Targua Ouzemour. Université de Béjaïa, 06000 Béjaïa, Algérie. [email protected] 2 Laboratoire de Mécanique. Faculté des Sciences de l’Ingénieur. Campus Chaabet Eserfa. Université de Constantine. Algérie

RESUME▬ La technique de rechargement par projection thermique offre l’opportunité de réaliser, sur des pièces mécaniques, des revêtements métalliques diversifiés. Ces revêtements ont pour but de protéger le substrat contre l’usure, la corrosion, la fatigue…etc. Pour améliorer les caractéristiques du revêtement, des post-traitements sont préconisés en vue d’homogénéiser ce dernier et permettre d’obtenir de meilleures propriétés mécaniques. Dans ce travail, les dépôts métalliques réalisés sont des alliages à base nickel déposés sous forme de poudres par la technique de projection thermique sur un substrat en acier faiblement allié de nuance 35CrMo4. Ces dépôts ont subi des posttraitements à différentes températures 350°C, 550°C et 750°C avec un temps de maintien d’une heure et un refroidissement à l’air. Les microstructures et l’identification des phases de la poudre et des dépôts non traités et posttraités à différentes températures sont obtenues en utilisant le microscope électronique à balayage (MEB), la microanalyse aux rayons X (EDAX) et la diffraction X. Des mesures de micro duretés, sous une charge de 200g, ont été également réalisées sur la surface des revêtements. Les essais d’usure ont été réalisés à sec dans une configuration pion stationnaire-cylindre rotatif à différentes charges (5, 10, 15, 20, 30 et 40N) avec deux vitesses de glissement de 0,5 m/s et 1m/s en fonction du temps. Les observations microstructurales ont montré que les dépôts traités à 550°C présentent une morphologie lamellaire homogène, plus dense et plus compacte que celles des dépôts non traités et traités à 350°C. Par contre, le traitement à 750°C a provoqué un délaminage au niveau de l’interface substrat/dépôt. Les résultats d’usure ont révélé que les post-traitements à 350°C et 550°C améliorent la tenue à l’usure comparativement aux dépôts non traités alors que le post-traitement à 750°C, l’usure augmente d’une manière significative. Mots-clé: Projection thermique, dépôts, post-traitements, microstructure, usure

CIMDD (No.IV-2-255) 2013 Étude du comportement des mortiers fibrés soumis aux attaques bactériennes et sulfatique O. Fedaoui-Akmoussi1, R. Jauberthie2, S. Kaci1, O. Haddad1 1 2

Laboratoire de génie civil Université Mouloud Mammeri de Tizi-Ouzou Algérie. ([email protected]) Laboratoire GCGM : matériaux, INSA de Rennes France.

RESUME ▬ L’hydrogène sulfuré (H2S) dégagé dans les réseaux d’assainissement, peut provoquer de différentes altérations qui peuvent causer des dégradations partielles où la ruine des ouvrages de l’assainissement. L’impact de ces dégradations est très néfaste pour l’homme côté hygiène, santé et économie. Afin de mieux comprendre ces phénomènes, nous avons penché notre étude sur la durabilité des mortiers fibrés. Nous avons réalisé trois essais, les essais de résistances mécaniques, le test à la phénolphtaléine et l’étude microstructurale (MEB). Les compositions ont été fabriquées avec des rapports eau sur ciment (0,5; 0,65; 0,8), un dosage en fibres métalliques de 0,5 % et un dosage de 10 % (de la masse de ciment) pour la fumée de silice. Après une année de conservation dans l’environnement agressif (égouts), nous avons caractérisé les performances de durabilité des mortiers étudiés. Une observation au microscope électronique à balayage a été réalisé sur les échantillons de rapport (E/C = 0,8) afin de mieux visualiser les différentes modifications de la microstructure de la matrice. L’observation au MEB montre qu’il y’a une altération de la surface externe des échantillons par les phénomènes biochimiques qui sont provoqués par une attaque bactérienne et une attaque sulfatique. Keywords: Microstructure, MEB, égouts, mortiers, fibres métalliques, fumée de silice

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CIMDD (No.IV-2-259) 2013 Effet du revêtement de molybdène déposé par projection flamme fil sur la microstructure et les propriétés de surface d’une fonte grise lamellaire S. TLILI1, M.Z. TOUHAMI2, .N. RAMDANE2, A. BOUKARI1 1

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Centre National Scientifique en soudage et Contrôle, Unité de Recherche en Sidérurgie Métallurgie URASM- CSC Annaba B.P 196 Annaba 23000, Algérie / Laboratoire de Fonderie, Université Badji Mokhtar Annaba. ([email protected]) Laboratoire de Fonderie, Université Badji Mokhtar Annaba, B.P 12, Annaba 23000, Algérie

RESUME▬ Les revêtements de molybdène par projection thermique sont utilisés pour protéger les organes de machine dans le domaine de l’automobile, l’aérospatial, papeterie,… contre l’usure et la corrosion [1]. Les propriétés de ces dépôts, dépendent de la microstructure qui elle même dépendante des conditions de projection [2]. L’objectif de ce travail est d’étudier l’effet du revêtement de molybdène sur la microstructure, la dureté, l’usure et la corrosion d’une fonte grise à graphite lamellaire. L’analyse de la microstructure par microscopie électronique à balayage, la diffraction aux rayons X a donné une lamellaire avec la présence de quelques défauts inévitables tels que les porosités et les oxydes avec l’existence d’une zone interdiffusion à l’interface substrtat –revêtement. Les tests d’usure par abrasion ont montré la dépendance de la dureté avec la résistance à l’usure. Les essais électrochimiques ont révélé la résistance accrue du revêtement du molybdène dans le milieu chloruré à 3,5 % de NaCl. Le revêtement de molybdène a apporté donc des améliorations sur les propriétés mécaniques et électrochimiques de la fonte grise à graphite lamellaire après déposition du molybdène. Mots clés : Molybdène - Projection thermique - Microstructure - Usure – corrosion

CIMDD (No.V-1-283) 2013

DETERMINATION DES PARAMETRES OPTIMAUX DE LA SYNTHESE DE TRICHLORURE DE PRASEODYME Fatsiha MENDIL1, Madjide BERKANI1, Abdelmalek ZAMOUCHE1 1

Laboratoire de Génie de l’Environnement (LGE), Université de Béjaia, Algérie. ([email protected])

RÉSUMÉ. Dans ce travail, nous avons synthétisé le trichlorure de praséodyme PrCl3 à partir de l'oxyde de praséodyme Pr6O11 par voie sèche en présence du chlorure d'ammonium NH4Cl. Ces deux réactifs constituent la matière première dans la synthèse des tri halogénures. Cette étude comporte la mise en place d’une installation complète pour la synthèse d’halogénures de lanthanides par voie sèche (sous gaz inerte). Les réactifs utilisés dans la réaction de synthèse, sont caractérisés par différentes techniques d'analyses à savoir : l'analyse thermique (ATG – DTG), pour contrôler le comportement thermique des deux réactifs de départ. La quantité du produit synthétisé PrCl3 a été déterminée en utilisant la méthode de titrage complexométrique. L'influence des différents paramètres de synthèse (température, temps de contact et composition chimique) sur le rendement de la réaction a été ainsi étudiée. Mots clefs : Trichlorure de praséodyme, synthèse d'halogénures de lanthanide et rendement de réaction.

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CIMDD (No.IV-2-332) 2013

Augmentation de la productivité des outils de coupe en 1ere transformation de bois par traitements superficiels des surfaces actives H. Aknouche 1, A. Zerizer 1, H. Boulahya1, S. Amirou1, I. Haddadou1, S. Kennouche1 1

URM-PE Université M’Hamed Bougara, rue de la liberté Boumerdes 35000 Algérie, ( [email protected])

RESUME ▬ Des revêtements à base de nitrure de chrome réalisés par pulvérisation triode ont été testés en déroulage et défonçage du bois. L’efficacité des ces revêtements a montrée qu’en usinage de MDF dans des conditions sévères, un revêtement CrN de 1000 nm d’épaisseur permet d’usiner 9 fois plus qu’un outil non revêtu [1]. Le but de cette étude est d’examiner comment peut-on améliorer la tenue à l’usure des outils de coupe dans l’opération de déroulage du MDF, en traitant la partie active de l’outil. Les modifications des surfaces actives des couteaux, consistent à appliquer des films durs CrAlN à différents pourcentages d’Al, qui ont déjà donné des résultats promettant dans l’opération de défonçage du MDF [2]. Les revêtements CrAlN sont réalisés par PVD sur un bâti dual magnétron qui permet de faire évoluer les tensions appliquées aux cibles et par conséquent leur vitesse de pulvérisation Le processus d’usinage est réalisé sur une microderouleuse instrumentée de laboratoire, le matériau utilisé est du MDF (Medium Density Fiberboard). Keywords: Déroulage, bois, Magnétron, CrN,CrAlN, MDF.

CIMDD (No.V-2-339) 2013

The Development of B206 Type Aluminum-Copper Alloys for Advanced Industry S. Fentazi1, H. Kamguo Kamga2, M. Bournane3, Y. Sadaoui1, Kh.A. Ragab3 1

Département de Physique, Université de Tizi-Ouzou, Algérie. [email protected] Université Laval, Canada. 3 Centre Universitaire de Recherche sur l'Aluminium, Université du Québec à Chicoutimi, Canada. 2

ABSTRACT▬The B206 Aluminum alloy (up to 5wt% Cu) is one of the strongest foundry alloys in current use with mechanical properties approaching that of ductile iron, e.g. elongations up to 25%. The B206 alloy can be used in a number of automotive applications, e.g. suspension arms or knuckles, to reduce vehicle weight, fuel consumption and CO2 emissions. In this study, the mechanical properties were evaluated at room temperature through hardness, tensile and impact properties for both as-cast and heat treated conditions. The results of mechanical testing show that properties are highly influenced by the iron to silicon ratio and the nominal concentration of the single elements. The best properties were obtained with both a ratio close to one and low concentrations of iron and silicon, in agreement with results obtained during solidification and hot tearing studies. Impact energy data correlates well with tensile ductility. The results show that most of the decrease in absorbed energy of alloys containing (0.2%Fe, 0.2%Si) and (0.3%Fe, 0.3%Si) in comparison to B206 alloy is related to the crack propagation energy. Keywords: B206 alloys; heat treatment; mechanical properties; microstructure

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CIMDD (No.V-2-347) 2013 Mould powders in continuous casting Hamouda Assia1, Bouhouche. Salah1 1

Centre National de Recherche Scientifique et Technique en Soudage et Contrôle, Unité de Recherche Appliqué en Sidérurgie Métallurgie, URASM/CSC; B.P 196, 23000 Annaba, ALGERIE. ( [email protected])

ABSTRACT▬ Continuous casting of steel is a process in which liquid steel is continuously solidified into a strand of metal. The components of the continuous casting steel system are the ladle, tundish and mold. Mould powders are spread on the surface of the bath of the molten metal of the ladle and tundish. The quality of steel produced by continuous casting is strongly dependant on the performance of mould powders. Mould powders govern the steel production in terms of production rate, cleanliness, surface condition, defects and environment of casting operation. These powders are SiO2 oxides based materials. Diatomaceous earth, or simply diatomite, formerly called Kieselguhr, is a sedimentary rock of biological origin formed by the accumulation at the bottom of the ocean of siliceous skeletons of diatoms, or unicellular algae. Diatomite is a highly porous silica (SiO2) rich material, major applications are thermal insulation. Melting behaviour of mould powders is one of the most important performance parameters for mould powders and is mainly dependant on carbon which is an essential constituent of mould powders. Carbon blacks have lately attracted considerable attention for use in mould powders due to fine size. A study was conducted to see the effect of addition of carbon black and diatomite to natural silica (sand) for a mould powder used in Arcelor Mittal Steel Annaba. Keywords: continuous casting, mould powders, oxides, diatomite

CIMDD (No.IV-2-359) 2013

Etude du comportement électrochimique d’une couche mince de TIN déposée par pulvérisation cathodique sur un acier XC48 N. Madaoui 1,2, N. Saoula 1, B. Zaid 3 et D. Saidi3 1

Division Milieux Ionisés, Centre de Développement des Technologies Avancées CDTA Cité du 20 août 1956, Baba Hassen, BP n°17, Alger, Algérie ([email protected]) 2 Laboratoire d'Electrochimie-Corrosion, Métallurgie et Chimie Minérale. Faculté de Chimie. Université Des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene. B.P 32, El Alia, Bab Ezzouar, Alger 16111, Algérie 3 Division Technologie du Combustible, Centre de Recherche Nucléaire Draria, BP 43, Draria, 16000 Alger, Algérie

RESUME ▬ Différentes méthodes de revêtement utilisées pour la réalisation de couches minces sous vide, dépendent du but et des applications technologiques recherchées (mécanique, biotechnologie, microélectronique, micro et nanotechnologies,…). Pour note étude nous avons déposé un revêtement de TiN sur un acier XC48 par la méthode de dépôt en phase vapeur physique (PVD) à l’aide d’un réacteur de pulvérisation magnétron. Les couches déposées ont été testé à l’aide d’une technique électrochimique afin de tester la tenue à la corrosion de ces couches. L’examen de l’état de surface de ces couches a été réalisé à l’aide d’un microscope optique. Il ressort de cette étude que le dépôt d’une couche mince de TiN améliore la tenue à la corrosion de notre échantillon immergé dans un milieu salin de NaCl à 3.5% à 25°C. Mots clés: couche mince TiN, polarisation potensiodynamique, acier XC48, NaCl 3.5%.

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CIMDD (No.V-1-449) 2013 Conception et réalisation d’un circuit fermé pour la désinfection des endoscopes A. DJADI1, M. BOUZID2, S. GUECHTOULLI1 1

Département de Recherche et Développement, Technologie de la Santé Algérie. 02 Rue Titouaméne Cherchell, Algérie. ([email protected]) 2 Unité de recherche: Matériels, Processus et Environnent, Université M'Hamed Bougara, Cite Frantz Fanon, Boumerdes, Algérie.

RESUME ▬ La désinfection à froid des endoscopes souples utilise la solution de glutaraldéhyde à 2 % de production ANIOS France dans les 98 % des Hôpitaux en Algérie. Le Système à circuit fermé de Technologie de la Santé – Algérie en version mono, bi et quadri bloc élimine la pollution de l’air par les vapeurs de glutaraldéhyde (pollution chimique), Les éclaboussures (pollution biologique) et évite le rejet des effluents contaminés dans le réseau d’assainissement. Par ailleurs, la circulation à vitesse contrôlée et la filtration de la solution désinfectante après chaque révolution élimine les germes pathogènes à 100 %. Mots clés: Glutaraldéhyde, désinfection endoscope, circuit fermé.

CIMDD (No.IV-2-417) 2013 Influence des traitements thermiques sur la résistance à l’usure et aux chocs d’une fonte fortement alliée au chrome utilisée dans la fabrication des boulets de broyage A. SADEDDINE1, M.A. BRADAI1, M. KERKAR1, A. BENABBAS2 1 Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés (LTMGP). Faculté de Technologie, Route de Targua Ouzemour. Université de Béjaïa, 06000 Béjaïa, Algérie. ([email protected]) 2 Laboratoire d’interaction matériaux et environnement. Université de Jijel (18000) Algérie.

RESUME▬Les boulets de broyage utilisés dans l'industrie minière pour la transformation de la roche en fine sont soumis à des conditions très sévères et complexes. L'usure abrasive et les chocs répétés sont les causes essentielles de leurs dégradations. Pour répondre aux exigences mécaniques et technologiques, ces boulets sont fabriqués en fonte fortement alliée au chrome (10 à 13% de chrome). En effet, le secteur du ciment utilise des boulets de broyage fabriqués par la fonderie de Tiaret. Durant leur utilisation, ces boulets ont montré des performances inférieures; notamment, ils présentent un taux élevé de casse lié à une mauvaise résistance aux chocs et à l’usure. Dans l’objectif d’identifier les causes de ce problème et d’optimiser le traitement thermique adéquat pour réduire la fragilité de ces boulets en vue de parvenir à une amélioration des propriétés mécaniques, on se propose d’effectuer une série de traitements thermiques d’austénitisation à la température de 1050°C avec un temps de maintien de 5 heures, refroidis à l’eau et suivis de revenus à différentes températures de 500°C, 525°C, 550°C et 575°C pendant un temps de maintien de 5 heures. Pour ce faire, une fonte fortement alliée au chrome à l’état brut de coulé fournie par la fonderie de Tiaret, utilisée dans la fabrication des boulets de broyage, a été étudiée en effectuant une caractérisation structurale, microstructurale obtenue par MEB, microanalyse EDAX, DRX et mécanique basée sur les tests d’usure et de résilience. Les résultats obtenus ont montré la présence des carbures de type M7C3 pour tous les traitements thermiques réalisés. Le traitement d’austénitisation à 1050°C offre des duretés élevées de l’ordre de 966 HV et les spectres de diffraction ont révélé que les intensités des pics correspondant à l’austénite résiduelle sont nettement inférieures à ceux de la martensite. En outre, le spectre révèle la présence d’un autre carbure de type M2C. La diminution de la dureté après revenu pour l’ensemble des échantillons traités pourrait s’expliquer par la précipitation de carbures de type M2C qui entraîne un appauvrissement en carbone de la solution solide tout en relaxant les contraintes résiduelles. Par ailleurs, ces carbures M2C renforcent la dureté superficielle tout en maintenant le cœur de la pièce malléable ce qui favorise ainsi la résistance aux chocs. L’échantillon, ayant subi un revenu à 525°C pendant 5 heures, présente une meilleure résistance à l’usure et aux chocs. Mots clé: Fontes, Boulets de Broyage, Microstructure, Carbures, Usure, Résilience

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CIMDD (No.IV-2-446) 2013 Murissement des BHPF avec ajout du laitier dans les milieux chimiquement agressifs BOUTIBA Aldjia1, CHAID Rabah2, JAUBERTHIE Raoul3& MOLEZ Laurent3 1

Dpt. Architecture, Faculté du Génie de la Construction, Université de Tizi Ouzou ([email protected]) Unité de recherche : Matériaux - Procédés et Environnement, Université de Boumerdès 3 Laboratoire des Matériaux du Génie Civil et Génie Mécanique, INSA-Rennes, France 2

RESUME ▬ Les bétons de haute performance de fibres métallique sont de plus en plus utilisés dans la construction. Dans le cadre de la politique de développement durable actuelle, ce sont des matériaux qui procurent des gains de masse conséquents, qui permettent d’augmenter la tenue dans le temps des ouvrages, ce qui contribue à la diminution de l’impact des matériaux cimentaires sur l’effet de serre. L’objectif principal de cette étude et d’examiner l’état des bétons de haute performance de fibres métalliques avec bien sur la substitution d’une quantité du ciment par du laitier, après 6 mois de murissement dans des milieux chimiquement agressifs. Les résultats obtenus ne montrent aucune altération conséquente ni de la matrice cimentaire ni des fibres par l’eau séléniteuse et l’eau de mer. Mots-clés : béton de haute performance, fibres, laitier, durabilité.

CIMDD (No.V-2-465) 2013

Microstructure Evolution of Steel 32CDV13 Nitrided by Plasma O. Belahssen 1, A. Chala1, S. Benramache1, D. Bensahal 2, F. Chabane2 1

Material Science Department, Faculty of Science, University of Biskra. Algeria ([email protected]) Mechanics Department, Faculty of Science & Technology, University of Biskra, Algeria

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ABSTRACT▬This paper presents microstructures of low alloy steel 32CDV13 treated by plasma nitriding. This nuance is used for manufacture mechanical pieces greatly solicited in fatigue as the transmission gearings on the helicopters rotors and the rolling used in aeronautic. The structure and phases composition of the diffusion zone and compound layer were studied by X-ray diffraction (XRD), optical microscopy and scanning electron microscopy (SEM). A series of experiments were carried out to investigate the plasma nitriding of 32CDV13 low alloyed steel. It was observed that increasing nitrogen, at 773 K temperature during treatment time 4 hours conducted to the formation of a compound layer and increases significantly the diffusion layer thickness. Keywords: Ion nitriding, Steel 32CD V 13, Microstructure, X-ray diffraction

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CIMDD (No.V-2-475) 2013 Les bétons auto-plaçants à base de granulats de démolition résistance et approche de la durabilité Haddad Ourdia1, Si Ahmed Hayat1, Aggoun Salima2 1 2

Université Mouloud Mammeri – Tizi-Ouzou- Algérie [email protected] Université de Cergy Pontoise – France

RESUME▬En Algérie, la production de plus en plus croissante des bétons a généré une forte demande en matériaux de construction, particulièrement les granulats. Par conséquent, l’épuisement des ressources naturelles et la limitation de leur extraction par souci de protection de l’environnement, oblige les producteur à trouver des granulats de substitution notamment ceux du recyclage. L’utilisation des bétons auto-plaçants (BAP) présente une panoplie d’avantages (délais d’exécution et main d’œuvre réduis, meilleure mise en place dans les coffrages, état de surface meilleur, etc.). Or, ces bétons exigent l’utilisation des fines tel que les ciments ou les fines minérales et les super plastifiants, qui au final haussent le coût de ce matériau. La solution qui s’impose alors est de formuler des BAP à base de fines issues des produits de recyclage. Cependant, les bétons formulés à partir de granulats de recyclage doivent répondre à certaines exigences à savoir la durabilité et les performances mécaniques. Or la durabilité d’un béton est étroitement liée à la porosité notamment la porosité ouverte et à l’absorption capillaire. L’objectif de cette étude est de formuler des bétons auto-plaçants à base de matériaux de recyclage puis les comparer aux bétons à base de granulats naturels. Les critères de comparaison étant les résistances à la compression et à la traction, la porosité ouverte et l’absorption capillaire. Ces paramètres de comparaison constituent des indicateurs de qualité donc de durabilité du béton. Mots-clés: BAP, résistances, matériaux de recyclage, absorption capillaire, porosité ouverte.

CIMDD (No.IV-1-490) 2013 Formation of ceramic nanostructured coatings on aluminium for enhanced corrosion resistance L .Bouchama 1, N. Azzouz 1, N.Boukemouche 1, J.P. Chopart 2 1 2

Laboratory of the Interactions Materials-Environment (LIME), Jijel University, Algeria ([email protected]) Laboratory of Materials Science and Engineering (LISM)

ABSTRACT ▬Double anodisation has been considered as a novel technique to form ceramic nanostructured coatings on aluminium alloys for corrosion protection. In this study, the anodic alumina was produced by two type anodising process (single anodization and double anodization) in 1 M sulphuric acid at constant cell potential of 25 V. The temperature was kept constant at 5°C during both anodising processes. Anodised samples exposed to 3% NaCl solution for up to 30 h have been studied by means of electrochemical impedance spectroscopy (EIS). The results reveal that the EIS technique is a good tool for obtaining detailed information on the influence of the ageing process on anodised aluminium. Potentiodynamic polarization tests were conducted to assess the corrosion resistance of the coatings. Measurements of polarization resistance show that a double anodising process confers on material a clear improvement with corrosion in very aggressive medium. The analysis was completed with the aid of the SEM. It was found that the modified anodising, an environmentally friendly coating method, could produce an oxide coating with good corrosion protection for the Al–Mg alloy. Keywords: Aluminium, Anodisation, Corrosion protection, nanostructured coating.

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CIMDD (No.IV-1-494) 2013 Durabilité des matériaux cimentaire face à la lixiviation ; Choix de protocole d’essai. Sekhal Adjel Ahmed1, Boukli Hacene M.A1, Ghomari Fouad1 1

Laboratoire EOLE, faculté de technologie, université d’Abou Bekr Belkaid Tlemcen, Algérie [email protected]

Résumé ▬ La durabilité des structures en béton face à la lixiviation est un facteur important dans le domaine du génie industriel comme les ouvrages hydrauliques. Des nombreux travaux expérimentaux et menés ces dernières années pour assimiler et comprendre le phénomène de lixiviation. Les difficultés ont consisté à concevoir des dispositifs expérimentaux d’essais accélérés représentatifs et efficaces, dans ce travail, on va exposer plusieurs modes opératoires porté sur les pâtes de ciment, aux mortiers et enfin aux bétons, pour le mécanisme de la lixiviation sur la matrice cimentaire.

Mots clés: Durabilité, lixiviation, béton, essais accélérée.

CIMDD (No.IV-1-502) 2013 Effect of plastic strain of nickel single crystal on the equilibrium state of hydrogen in surface and subsurface C. LEKBIR1, J. CREUS1, R. SABOT1, X. FEAUGAS1 Laboratoire des Sciences de l’Ingénieur pour l’Environnement - LaSIE FRE-CNRS 3474, Université de La Rochelle, Pôle Sciences et Technologies, Av. Michel Crépeau, 17042 La Rochelle, cedex1, France [email protected]

ABSTRACT▬Hydrogen Evolution Reaction (HER) and Hydrogen Absorption in subsurface (HAR) share mostly the common intermediate: the adsorbed hydrogen (Hads). The HER pathway on nickel (100) single crystal surfaces in sulphuric acid medium can be related by a Volmer-Heyrovsky mechanism. The corresponding elementary kinetic parameters as symmetry coefficients, activation enthalpies, number of active sites, have been identified via a thermokinetic model using experimental data. These parameters can be affected by defects associated with plastic strain. Irreversible plastic strain modifies the density and the distribution of storage dislocations affecting the surface roughness at atomic scale and generating additional active adsorption sites. Furthermore, surface emergence of mobile dislocations induces the formation of slip bands, which modify the surface roughness and the electronic state of the surface and increases the (111) surface density. The entry of hydrogen atoms associated to the transfer step surfacesubsurface can be measured using a potentiostatic double-step technique (pulse method). This last allowed to characterizing the diffusion and trapping of hydrogen in the subsurface. Two domains can be distinguished, that of the subsurface and that of the bulk of the sample. In this case, the diffusion coefficient near the surface (subsurface) seems to be much higher than that obtained in the bulk of the metal. On the other hand, the application of mechanical stress leads to an increase of traps density. This last, developed near the surface: « subsurface », is lower than that at the bulk of material, which suggest a softening effect in the subsurface. Keywords: Subsurface, Hydrogen evolution reaction, Hydrogen absorption, Plastic strain.

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CIMDD (No.IV-1-524) 2013 Etude du comportement à chaud d'un alliage de titane de type TA6V4 N. Bougouizi1, A.Darsouni1, L. Khochemane1, A. Kahlouche1, M. Athmani2, T.Benlahrache1. 1 2

Département de métallurgie et génie des matériaux, Université Badji mokhtar -Annaba, Algérie. Département de physique, Université de,Farhat Abes- Setif, Algerie. [email protected]

RESUME▬ La détermination du comportement rhéologique global d’un matériau biphasé, c’est-à-dire de sa loi de comportement macroscopique, à partir du comportement supposé connu de ses éléments constitutifs (domaines homogènes) et de leur agencement dans l’alliage, dont la connaissance peut être, suivant le cas, plus ou moins précise. Il s’agit là d’un problème d’homogénéisation, ou encore de détermination d’un comportement moyen. La résolution de ce problème est capitale pour le calcul des efforts existant dans la mise en forme du matériau hétérogène. Les processus thermomécaniques sont de plus en plus complexes et permettent d’optimiser les propriétés mécaniques. Ce qui exige la nécessité d’applications des lois d’écoulement qui caractérisent le comportement mécanique dans le domaine biphasé. Dans le cadre de ce travail, nous avons étudié un alliage de titane T6V4, nous avons procédé à des essais de compression à chaud à des températures allant de 900 à 1015°C, et des vitesses de 1,1.10-3 à 1,1.10-3s-1. A partir des courbes contrainte-déformation et dans le but de caractériser le comportement de notre alliage, nous avons déterminé les différents paramètres rhéologiques et leurs variations en fonction de la déformation, la vitesse de déformation et la température. Ainsi que l'influence des facteurs tels que la température sur le comportement global. L'allure des courbes contrainte-déformation obtenues expérimentalement dans le domaine biphasé indique la présence de phénomènes d'adoucissement communs aux différentes compositions étudiées qui est la restauration dynamique. Mots clés: Essai de compression, Caractérisation TA6V4 ,loi de comportement, Alliage de titane.

CIMDD (No.IV-2-529) 2013 Solubility enhancement, physico-chemical study and dissolution rate of antihypertensive drug -Polymer binary Systems. N. GUEMRAS a, b, c, S. VEESLER c, K. DAOUD a* Laboratoire des phénomènes de transfert/ Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumedienne, Faculté de Génie Mécanique et de Génie des Procédés BP32 Bab-Ezzouar, 16111 Alger. Algérie* [email protected] b CiNaM-CNRS, Aix-Marseille Université, Campus de Luminy, F-13288 Marseille, France c Centre de Recherche scientifique et technique en Analyses Physico-chimiques, CRAPC, BP 384, Bou-Ismail, RP 42004, Tipaza, Algérie. a

Abstract ▬This work focused on the solubility enhancement of the poorly water-soluble antihypertensive agent which, in its natural state, presents poor solubility inducing lack of activity. In the first part of this study, preparation of Physical mixture with cyclodextrins was investigated. Solubility capacities of the antihypertensive drug complex with α-CD, β-CD,were evaluated by Higuchi phase solubility studies. The Therefore, dissolution studies were conducted on these latest antihypertensive drug /cyclodextrin complexes. Additional natural cyclodextrin β-CD was taken as reference. Results showed that dissolution percentage of camptothecin alone after two hour on HCl 0,1N medium (pH = 1.2) not exceed teen percent (10 %), when at the same conditions; dissolution percentage of the antihypertensive drug / β-CD physical mixture attempt seventy percent (70%). Therefore, the aim of the second part of this study was to investigate the possibility of improving the dissolution rate of camptothecin/ β-CDs binary systems up on formation of binary mixture with the hydrophilic polymer, PEG 6000, using solid dispersion method. The results indicated that dissolution percentages and rates were considerably enhanced for the (12%) antihypertensive drug / β-CD complexes in PEG 6000. The interaction of antihypertensive drug with the cyclodextrins and PEG 6000 on the form of the binary complexes and ternary complexes were investigated by Fourier transformed- infrared spectroscopy (FT-IR) and Differential screening calorimetric analyses (DSC) and screening electronic microscopy (MEB). The results proved that camptothecin was diffused into the cyclodextrin cavity, replacing the water molecules and, in case of ternary systems, that the physical mixture antihypertensive drug / cyclodextrins were well dispersed into PEG 6000. The present work proves that binary mixture is promising systems for drug encapsulation. KEYWORDS: antihypertensive drug, Cyclodextrins, PEG 6000, binary system

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CIMDD (No.IV-2-537) 2013

Reformage du Méthane sur des Matériaux à base d’Oxydes N.B.Touahri1, A. Benadda1, P. Ruiz2, A. Barama1 1 Laboratoire de Matériaux Catalytiques et Catalyse en Chimie Organique, Faculté de chimie USTHB BP32, El Alia, Bab Ezzouar Alger Algérie. ( [email protected]) 2 Unité de catalyse et de chimie des matériaux divisés CATA - Croix du Sud, 2, bte.17 à 1348 Louvain-la-Neuve Brussels, Belgique.

RESUME▬ Les hexaaluminates modifiés au nickel et au rhodium notés MxBaAl12-xOy (M=Rh, Ni ; x=0.15), ont été préparés par la méthode citrate, calcinés à différentes températures Tc= 1000,1300 et 1400°C et testés dans l’oxydation partielles du méthane par l’air dans le domaine de températures de réaction Tr= 400-800°C en utilisant un rapport CH4/O2=2. Les catalyseurs ont été caractérisés par DRX, et BET. Les catalyseurs testés dans l'oxydation partielle du méthane ont montré divers comportements. Pour les solides à base de rhodium, la conversion du CH 4 ainsi que la sélectivité en gaz de synthèse ne semblent pas dépendre de la température de calcination : en effet des conversions autour de 95% et des sélectivités en CO de 95% sont obtenues à 800°C. Dans le cas des solides à base de nickel, la conversion du méthane atteint un maximum de 72% pour le solide calciné à 1400°C avec une sélectivité en CO 93%. Les catalyseurs BaNi0.15Al11.85Oy et BaRh0.15Al11.85Oy montrent une stabilité remarquable de leur activité catalytique après 100 heures de réaction à 800°C. Mots clés : oxydation partielle du méthane, gaz de synthèse, hexaaluminates

CIMDD (No.V-2-540) 2013

Elaboration et caracterisation d’un estermethylique d’huile vegetale (EMHV) à base d’une plante non comestible locale: le NEEM M. Z. Ayissi1, M. Obounou Akong2, L.M. Ayina Ohandja3, G. B. Azebaze4 1.

Laboratoire de mécanique et d’énergie, Université de Douala Cameroun, [email protected] Laboratoire d’énergie, Université de Yaoundé I Cameroun 3. Laboratoire de mécanique, Université de Douala Cameroun 4. Laboratoire de chimie Appliquée de l’Université de Douala Cameroun 2.

Résumé L’utilisation des carburants fossiles comme carburants a démontré leur prédisposition comme source d’énergie à cause de l’énergie calorifique qu’ils dégagent. Toutefois, la combustion de ces carburants sous toutes les formes dégage des gaz toxiques à des concentrations dangereuses pour l’homme. On leur fait le reproche d’être responsable du réchauffement climatique de la planète par phénomène d’effet de serre. C’est fort de ces considérations que les recherches sont tournées vers des sources d’énergies alternatives qui concilient développement et durabilité à l’instar des biocarburants. Le but de cette recherche est d’élaborer et de caractériser un biocarburant pour motorisation à base des fruits d’une plante oléagineuse : le Neem. Le NEEM, fruit oléagineux non comestible, apparait donc comme une matière première sérieuse permettant d’obtenir un Ester Méthylique par estérification. L’Ester Méthylique d’Huile de Neem EMHN peut être utilisé comme carburant dans les moteurs de types diesel. Ses caractéristiques chimico-phisiques ainsi que ses performances calorifiques se rapprochent de celle des biocarburants classiques. Les résidus toxiques à l’échappement sont médiocres et pour certains inexistant. L’EMHN offre des avantages probants du point de vue environnemental par rapport au gazole classique. Mots clés Biodiesel, Transestérification, Neem, PCI, EMHV, EMHN

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CIMDD (No.IV-1-545) 2013

Caractérisation des bois de chêne Algériens par Scanner tomographique à rayons X et logiciel libre Image-J. Kennouche Salim 1, Zerizer Abdelatif 1, Sitouah Nourdine1, Aknouche Abdelhamid1, Frédéric Mothe2 1.

2.

Unité de Recherche, Matériaux-Procédé-Environnement, Université M’Hamed Bougara, Avenue de l’indépendance 35000 Boumerdès, Algérie. Laboratoire d’Etude des Ressources Forêt Bois, INRA 54280 Champenoux, Nancy, France.

RESUME▬ L’objectif de ce travail, est la détermination de la variation de la densité du bois à plusieurs échelles d’analyse sur la totalité de l’épaisseur sur neuf profondeurs différentes en volume des échantillons, les éprouvettes analysées prélevées d’arbres de chêne Zeen et Afarès issus du massif forestier de Yakouren, préalablement découper selon la direction longitudinale-tangentielle. L’analyse est basée sur l'absorption du rayonnement X générer par le scanner tomographique selon des paramètres expérimentaux appropriés permettant une bonne résolution des images. Celles-ci seront traitées à l'aide d’un logiciel libre spécifique d’analyse d’image (Image J), le traitement des images reconstituées est effectué sur chaque image qui correspond à une profondeur de scanne en trois zones distinctes, haute, médiane et basse de chaque espèce de bois. Les résultats obtenus représentent la distribution densitométrique sur les zones analysées, le traitement statistique des résultats à permis de confirmer l’anisotropie du matériau bois, et noter de corrélations de la masse volumique entre les zones traitées, et maitre en exergue, que pour le même coefficient de détermination, l’existence d’une différence entre la distribution de la densité dans les deux cas d’étude, qui évolue linéairement dans l’espèce de chêne Afrès, et d’une non linéairement dans le cas de chêne Zeen. Mot clés: Bois, analyse tomographique, densité, Image-J.

CIMDD (No.IV-1-546) 2013 Influence de la poudre de verre sur la durabilité des bétons H. ZEROUB1, R. CHAID1, M-S. MANSOUR2 1 Unité de Recherche, Matériaux-Procédé-Environnement UR-MPE, Université de Boumerdès, Algérie ([email protected]) 2ER:Ingénierie des bétons et Durabilité des constructions

RESUME ▬ Cet article traite l’influence de l’ajout cimentaire "poudre de verre" sur la durabilité des bétons. Des études récentes ont approuvé la pouzzolanicité du verre finement broyé, reste à étudier son influence sur la durabilité des bétons, sachant que le taux des alcalins équivalant (Na2Oeq) est environ 13% ce qui induit à des réactions alcalissilice rapides et dangereuses. Les essais sont effectués sur des bétons conçus avec un rapport E/C= 0,3 et conservés dans trois milieux différents (eau de robinet, eau de mer, eau séléniteuse). Le taux de substitution du ciment par la poudre du verre est de 30%. Les résultats obtenus prouvent que la poudre en verre finement broyée a le potentiel d'améliorer la durabilité des bétons. Mots clés : BHP, durabilité, verre, chlores, perméabilité.

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CIMDD (No.IV-1-546) 2013

Contribution à l’élaboration d’une démarche d’analyse d’aspects et l’évaluation de leurs impacts cas des entreprises industrielles. ZEGGANE Sonia1, KRID Abderrezak1 1

Département Génie des Procèdes Industriels, Université M’Hamed Bougara Boumerdès [email protected]

Abstract ▬ Les unités industrielles mènent leurs activités dans des conditions dégradantes pour l’environnement dont sa fragilité ne cesse d’augmenter à tout impact et ça engendre des catastrophes écologiques et économiques. Peut- on éviter ces dégradations à notre environnement ? Notre étude consiste d’une part, à étudier et analyser ces situations par un programme environnemental qui débute par un diagnostic exhaustif de toutes les activités liées à des unités industrielles avec l’implication de tous ces acteurs afin d’identifier les aspects potentiels et avérés, d’autre part, on analyse ces aspects identifiés à partir d’une hiérarchisation matricielle, et à la fin on traite ces derniers qui impliquent tout l’environnement en interne et en externe. Mot clés : aspects, impacts environnementaux, matrice, programme environnemental

CIMDD (No.IV-1-852) 2013

Séparation de Phase d’un rejet industriel Y.DIDOUCHE1 1

Unité de recherche matériaux Procédés et Environnement université de Boumerdès.

Résumé ▬ L’investigation du contenu des eaux de lavage (les EL : Rejet industriel dont les principales composantes sont pour l’essentiel le savon et huile végétale. Les EL constituent un mélange de tensioactifs (savon) et de matières grasses (huile végétale) cet état émulsionnant des deux matières provoque une adhérence telle qu’elle a présenté des difficultés à séparer l’espèce. Suite à de vaines tentatives à l’aide de différents procédés mécaniques de séparation , seul l’usage combiné de deux solvants a amené à la dispersion micellaire comme décrit dans protocole de séparation de phase des EL. Mots clefs : Séparation, centrifugeuses, solvants, corps gras, tensioactifs.

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CIMDD’2013 May 6th to 9th, 2013 Université M’Hamed Bougara Boumerdes

Development of polypropylene/kaolinite composites F. BOUZIDI1, M. GUESSOM1, N. HADDAOUI1 1.

Laboratoire de Physico- Chimie des Hauts Polymères (LPCHP), Département de Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Ferhat ABBAS, Sétif, Algeria.

ABSTRACT This work concerns the development and the characterization of the composite systems polypropylene/kaolinite to various percentages. It consisted consequently to study the effect of the chemical modifications of the filler, by the indirect method, in order to obtain an organophile structure. The characterization of the modified clay by Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR) and by the X-rays diffraction (XRD) highlighted the insertion of urea molecules in the interlamellar space of the clay and the adsorption of the surfactant agent octadecyltrimethylammonium (ODTMA) at the kaolinite surface. The structural analysis of kaolin showed the insertion of the urea in the interlayer space of the clay and the formation of a complex kaolin/urea characterized by an increase in the basal space of about 3.5 Å for both dry and wet tracks. The proportion of kaolinite intecalated by urea by the wet treatment is lower than that obtained by the dry treatment. As to the effect of adding small amounts of kaolin (1-7 phr), the results of the study of mechanical and thermal properties of composites PP / kaolin showed an increase in stiffness and crystallization temperature of materials. Keywords: Composite, kaolin, polypropylene, chemical modification, organophilisation. treatment to facilitate the intercalation and further exfoliation of the clay [6-8].

I. Introduction

There has been growing interest in polymer/layered silicate nanocomposites since the first synthesis of nylon/clay nanocomposites via in situ polymerization [1]. Layered silicates can impart high levels of reinforcement to polymers at low concentrations which makes them attractive for replacement of conventional fillers in many applications [2], [3].

II. Experimental section II.1.Materials The Kaolin used here is the natural kaolin supplied by Prochem Chemopharma company, france. The organic modifier was octadecyltrimethylammonium bromide CH3(CH2)17N (CH3)3Br (ODTMA) provided by Fluka with an averaged molecular weight of 392.52 g/mol. Polypropylene (PP Ecolen HZ10K) was purchased from Hellenic Petroleum company.

Polypropylene (PP) is a useful commodity plastic with good mechanical and barrier properties to water. It is one of the most widely used polymeric materials in large volume. However, its applications are limited because of its poor barrier properties to oxygen, as well as it has the disadvantage of being quite brittle at room temperature and exhibiting poor resistance to crack propagation. To compete with engineering plastics, the incorporation of fillers or reinforcements to PP is often required. In particular, reinforcing this polymer with nanoclays in the adequate conditions can lead

II.2.Modification of kaolin II.2.1.Intercalation of kaolinite with urea Two different intercalation techniques were employed. First, the intercalation was made by mixing 300 mg of the kaolinite with a 9 M urea aqueous solution at 55°C for 7 days. The excess solution was decanted and the solid removed from the solution by centrifugation. The intercalated kaolinite was dried at 60°C for 24 h [8]. As to the second technique, a mixture containing 5 g of kaolin and 8 g of solid urea were ground (mechanochemically intercalated) for 3 h [9]. For comparison, the original kaolin (without urea) was ground for 3 h as described above. The unmodified kaolin, kaolin ground, kaolin ground together with solid urea, and kaolin treated (intercalated) with urea solution, are denoted hereafter KNT, KB, KTS and KTH respectively.

to nanomaterials with improved mechanical, thermal, and barrier properties as well as with higher dimensional stability [4], [5]. The kaolinite is a very common material in earth and is widely used as raw material in several industrial sectors. Kaolinite (Al2Si2O5(OH)4) is a 1:1 phyllosilicate containing a gibbsite octahedral layer and a silicon oxide tetrahedral sheet. This asymmetric structure allows the formation of hydrogen bonds between consecutive layers, providing a large cohesive energy. As a consequence of the high layer-tolayer interactions, the intercalation of the polymer chains between the kaolinite platelets is greatly impeded, being thus necessary a layer surfaces chemical 102

F. BOUZIDI, M. GUESSOUM, N. HADDAOUI

(001) at 8.15° which is equivalent to a basal distance of the order of 10.84 Å. The treatment of kaolin by its suspension in a concentrated solution of urea was also able to form the precursor complex kaolin / urea (KTH) because there is a low-intensity diffraction at 2θ of 8.21° corresponding to an increase in the basal area to 10.76 Å. This expansion of kaolinite by an average of about 3.6 Å, due to the intercalation of urea, has been reported by many researchers including Letaief et al. [9] who were able to register an expansion of 3.4 Å. the proportion of kaolinite interposed by urea by the wet treatment appears to be lower than that obtained by treatment with dry.

II.2.2.Cation exchange The organophilic kaolin was prepared via ion exchange reaction using alkylammonium. Modified kaolin (5 g) was ion-exchanged with octadecyltrimethylammonium ODTMA (0.24g) in Hcl/water mixture at 80 °C for 24h under agitation. The products were filtered and washed repeatedly with the ethanol water mixture until no Cl was detected in the filtrate by a 0.1 mol/l AgNO3 solution. The products were dried for 36 h at 85 °C in vacuum. The exchanged modified kaolin by mechanochemical and aqueous suspension techniques are denoted hereafter KSE and KHE respectively. II.2.3.Characterization

For samples of kaolin treated with alkylammonium ODTMA (KSE and KHE), we found the back of the clay to the initial basal area. This result means that the surfactant molecules were unable to fit into the proportion of clay that has been modified by urea.

The X-ray diffraction (XRD) measurements of the modified and unmodified kaolin were carried out on a X-ray diffractometer (model X PERT) equipped with an intrinsic germanium detector system using Cu-Kα radiation (λ˙1.54 Å) operating at 45 kV and 30 mA. The diffractogram was scanned in the 2θ range from 5 to 60° at a rate of 2°/min. XRD was used to determine the effect of modifications. Fourier transform infrared spectrometer (FTIR) spectra between 400 and 4000 cm−1 were obtained on a Shimadzu FTIR8400S spectrometer. The samples (1 mg) were finely ground for 1 min, combined with (100 mg) KBr and pressed into a disc for 5 min under vacuum. II.3.Composites preparation All PP/kaolin composites were prepared with a meltmixing procedure through a Schwabenthan twin-screw extruder by compounding the polymer with 1, 3, 5 and 7 phr of modified and unmodified kaolin. The mixing conditions were 190 °C and 30 rpm for 13 min.

Fig. 1. Spectra of X-ray diffraction of kaolinites: untreated, ground, intercalated by the urea in solution and dry, then treated with alkylammonium

III.2.FTIR spectroscopic analysis

III. Results and discussion

Fourier-transform infrared spectra of kaolinite and pure urea are shown in Fig.2.a and fig.2.b respectively. Kaolinite has four OH stretching vibration bands centered at 3691, 3670, 3651 and 3619 cm−1 (curve a). The three higher frequency vibrations are assigned to the stretching vibration of the three inner surface hydroxyl groups and the fourth band at 3619 cm−1 is assigned to OH vibration of the inner hydroxyl group. In addition, a band appears at 3463 cm−1 in the kaolinite, corresponding to the OH stretching vibration of interlayer water. Moreover, the band at 1115 cm -1 is attributed to the vibration of the Si-O bond, while those at 1032 and 1009 cm-1 are assigned to vibrations in the plane of the Si-O-Si [8], [10], [11]. The bands located at 938, 913, 788 and 754 cm-1 are attributed to different deformation vibrations of Al-OH bonds internal surface and internal. The spectrum of urea (Fig.2.b) shows the presence of two bands of stretching vibrations of the symmetric and asymmetric N - H bond in the region from 3500 to 3100

III.1.XRD analysis The XRD patterns of the original and treated kaolins are given in Fig.1, in this figure display the 001 reflection at 7.18 Å of the original kaolinite. This also applies to ground kaolin alone (KB) and whose position 2θ of the peak (001) suggests that the basal area was not affected by grinding. But, in our opinion, it seems that the delamination of the clay occurred, but then it immediately resumed its original structure by the recovery of hydrogen bonding between the free groups, in particular, the hydroxyl of the alumina and the oxygen of the siloxane layer. However, in terms of kaolinite ground in the presence of urea (KTS), the delamination of the clay after grinding was maintained because the restoration of hydrogen bonds is not permitted. Urea has kept the structure of the delaminated clay by the formation of a complex kaolin / urea characterized by a diffraction 103

F. BOUZIDI, M. GUESSOM, N. HADDAOUI

cm-1, the strong band characteristic of the carbonyl stretching vibration is around 1680 cm-1. Moreover, the strong band located at 1627 cm-1 is due to deformation vibrations in the plane of NH bonds. The stretching band of the CN bond appears around 1465 cm-1. In the region 1570-1510 cm-1, the amide band also displays a result of the interaction between the deformation of the NH bond and the elongation of the CN bond of CNH Group. The IR spectra of complex kaolin / urea prepared by both wet and dry methods, and represented in Figures 3.a and 3.b are virtually identical. Their observation supports the existence of interactions between urea groups and those of kaolin. Indeed, we found the disappearance of two bands at 3668 and 3651 cm-1, characteristic of hydrogen bonds responsible of the cohesion and order in kaolinite, which is an indication of the possibility of inserting molecules urea in the interlayer space of the clay [8], [12]. FTIR spectra of kaolin treated with ODTMA prepared from the intermediate complex kaolin / urea are illustrated in Figures 4.a and 4.b The bands at 3668 and 3653 cm-1 characteristic of internal surface hydroxyl of kaolin that have disappeared from the spectra of complex kaolin / urea, recovered in both cases, which means the restoration of hydrogen bonds in the interlayer space clay. On the other hand, the spectra also reveal absorption bands of alkyl CH bonds in 2921 and 2852 cm-1 assigned, respectively, to stretching vibrations of-CH3 symmetric and -CH2 asymmetric and that can only come from adsorption of the surfactant ODTMA on the surface of kaolin.

Fig. 3. FTIR spectra of (a) kaolinite intercalated by urea in dry and (b) in solution

Fig. 4. FTIR spectra of (a) kaolinite treated with alkylammonium: intercalated by urea in dry and (b) in solution.

III.3. Mechanical properties of PP/kaolin composites Mechanical properties of PP composites were studied in traction mode. The results are reported in Table1. The tensile strength increased with increase in kaolin

Fig. 2. FTIR spectra of (a) kaolinite, (b) Urea

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F. BOUZIDI, M. GUESSOUM, N. HADDAOUI

loading. 1phr loading of kaolin in polypropylene showed a tensile strength of 14 MPa, at 7 phr loading of kaolin 15 MPa. We also found a slight increase in Young’s modulus compared to the matrix and as a function of loading rate. This can be explained by some increase in the stiffness of materials with the incorporation of small amounts of loaded. The values of elongation at break show a significant decrease of a value of 11% pure PP.

for the crystallization of unfilled polymer. Kaolin has helped to make the crystallization process of PP faster.

TABLE I MECHANICAL PROPERTIES OF PP COMPOSITES Clay Tensile Young’s Elongation Sample content strength modulus at break (10-2MPa) (%) (phr) (MPa) PP 0 12 9 11 PP/KNT

1 3 5 7

14 15 17 15

9 9 9 10

11 8 8 7

PP/KSE

1 3 5 7

16 14 15 15

8 8 9 9

8 9 5 6

PP/KHE

1 3 5 7

14 15 15 15

9 9 9 10

9 8 7 4

III.4. Thermal properties of PP/kaolin composites

Crystallization behavior of PP and PP/kaolin composites at 10°C/min cooling rate were shown in Fig.5. They clearly show that the crystallization peaks of the composites have shifted to higher temperatures. Fig.5. The crystallization process of the (a) PP / KNT composites, (b) PP/ KSE composites and (c) PP/ KHE composites

Indeed, there was an increase in crystallization temperature with a value of 109 °C for PP at 114 °C for the composites. The increase in the crystallization

IV. Conclusions

temperature of the composite relative to the matrix is

The results of the analysis by X-ray diffraction (XRD) showed an increase in interlayer distance of 3.6 Å for both complexes kaolin / urea. This led us to conclude that kaolinite could be intercalated by urea. Also, the proportion of kaolinite intercalated by dry grinding seems greater than that obtained by wet processing.

due to the presence of the filler particles which act as nucleation sites for crystallization of the PP. Thus, the crystallization of the polymer in the composite does not require cooling to temperatures as low as that required

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F. BOUZIDI, M. GUESSOM, N. HADDAOUI [5]

The results of XRD analysis are also confirmed by infrared spectroscopy Fourier transform which showed that there has been modification of clay by the insertion of urea molecules between its layers and formation of new hydrogen bonds with the surface of the layered silicate. However, FTIR analysis shows that interactions between the molecules of the alkylammonium and kaolinite are made only by the adsorption process. The mechanical properties were only slightly affected by the incorporation of kaolin and its treatment. The incorporation of kaolin affects the crystallization process of the PP by causing an increase in the crystallization temperature.

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Further tests on thin steel and composite fabricated stubs and numerical analyses Ferhoune Noureddine1, Sekiou Soumia 2, Merdas Abd el Ghani3 1. 2. 3.

University Badji Mokhtar, Annaba, Algeria University of Constantine Algérie Civil engeneering departement, University of Setif Algeria Email: [email protected]

ABSTRACT In this paper, results of tests conducted on thin cold fabricated steel-concrete stubs are presented. The studied sections were made of two cold formed steel plates with U shape welded to form a steel box or an I shaped steel section. A nonlinear finite element model to investigate the behaviour and design of axially loaded concrete filled with coldformed steel tube columns. The columns had different lengths so that the length-to-depth ratio varied from 0.49 to 24. Nonlinear models for confined concrete and steel welded tubes with taking into account the effect of residual stress of steel section were used in the finite element model. The study was conducted over a wide range of concrete cylinder strengths from 20 to 45 MPa. The depth of flat portion-to-plate thickness (d/t) ratio of the square and rectangular hollow sections ranged from 24 to 52, covering compact and slender sections. The main studied parameters were: the section dimension and the effect of the in filled concrete and its age. The results obtained from the finite element analysis were verified against experimental results. An extensive parametric study was conducted to investigate the effects of crosssection geometry and concrete strength on the behaviour and strength of the columns. The column strengths obtained from the finite element analysis were compared with the design strengths calculated using the Euro code 4.

Keywords: Composite stubs, crystallized slag, load carrying capacity, fabricated steel by SSC. The latter has been tested under direct compression and was used as a filling material to overcome the undesired effects of imperfections of built up cold formed sections. The gain in strength was found to reach a value of up to 2 and decreased linearly with the stubs height [10]. More test results are needed to indicate what would be the effect of the age of SSC on the behaviour and the load carrying capacity. No evidence is available in the literature to confirm the benefit of SSC age. The present work is a contribution to understand the behaviour of SSC filled cold formed thin short steel tubes subjected to axial compression. Numerical modelling can be used to understand the behaviour of concrete-filled steel tube columns. However, developing an accurate model requires careful presentation of the concrete confinement, steel welded tube and steel tube–concrete interface. Hu et al. [11] developed a nonlinear finite element model using the ABAQUS program to simulate the behaviour of concrete-filled carbon steel tube columns. The concrete confinement was achieved by matching the numerical results by trial and error via parametric study. Roufegarinejad et al. [12] described a theoretical model for the behaviour and design of concrete filled stainless steel columns subjected to axial compression and bending. Ellobody et al. [13] developed a nonlinear finite element model to investigate the behaviour of normal and high strength concrete-filled compact carbon steel tube circular columns. The concrete confinement

I. Introduction Concrete-filled steel tube columns have many advantages in terms of their high strength, high ductility, high stiffness and full usage of construction materials. In recent years, stainless steel tube members have become popular due to their high corrosion resistance, ease of construction and maintenance as well as aesthetic appearance. However, investigations of concrete-filled stainless steel tube columns are rarely found in the literature, especially using high strength stainless steel tubes. Tests of concrete-filled carbon steel tube columns were conducted by Schneider. [1], Uy [2–3], Huang et al. [4], Han and Yao [5], Mursi and Uy [6], and many other researchers. Hollow structural steel sections are often filled with concrete to form a composite column. Traditional concrete filled steel columns employ the use of hot rolled steel sections filled with concrete. These columns have been used wide spread as they speed up construction by eliminating formwork and producing high load carrying [7]. This leads to use small steel wall thickness and thus more economy. However, the major difficulty encountered is the local buckling of the steel wall especially in the case of stocky columns [8]. Very few experimental is done on built up cold formed welded steel sections filled with concrete or recycled materials[9] such as slag stone concrete designated here 107

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani Fig. 1. Definition of symbols for concrete-filled rectangular hollow section specimens.

was considered in the model. The main objective of this study is to develop a nonlinear finite element model (nonlinear geometric and material) to investigate the behaviour and strength of concrete-filled cold-formed welded steel tube columns. Both square and rectangular hollow sections were investigated. The finite element program ABAQUS [14] was used in the analysis. A parametric study was performed to investigate the effects of concrete strength and cross-section geometry on the behaviour and strength of axially loaded concrete-filled cold-formed and welded steel tube columns. The column strengths obtained from the parametric study were compared with the design strengths calculated using the general design guides specified in the Euro code 4 [15]. The results obtained from the model were verified against the test results conducted by Djamel Beggas [16], J. Zeghiche and H. Shakir-Khalil [17], Noureddine Ferhoune and Zeghiche Jahid [18].

II.

In the cases of tests conducted by J. Zeghiche and al [17] the columns had a rectangular section made with cold-formed steel and the value of concrete core cylinder strength at 28 day are 40MPa , the steel dimension (H×B×t) are 120x80x5mm(PR1, PR2, PR3, PR4, PR5, PR6, PR7). The columns height is 2760mm and is subjected to eccentric load compression. The tests conducted by Ferhoune.N and al [18] (3, 3 33), columns have a rectangular section made with steel box section (formed by U section steel and welded) filled with concrete. The section size (H×B×t) of two series is 100x70x2mm and the stubs height varied from 100mm to 500mm. The concrete core is made with crystallized slag aggregate and concrete cylinder strengths at 3 years of conservation are 30MPa. The values of eccentricity in the case of test conducted by J. Zeghiche and al [17] are presented in Table I.

Summary of experimental investigation TABLE I VALUES OF ECCENTRICITY IN THE CASES OF TESTS CONDUCTED BY J. ZEGHICHE AND AL

The experimental investigation of columns made with concrete-filled and welded section by Djamel Beggas [16] provided the experimental ultimate loads of columns subjected to uniform axial compression. The columns had rectangular section; the studied section was made of two cold formed steel plates with U shape and welded to form a steel box. The cross section dimensions were: 100x70x2.0 mm. The test program consisted of two test series. The first series of concretefilled tubes, steel section is formed by welded the U shape in the large dimension (CWL100, CWL150, CWL200, CWL300, CWL400, and CWL500). In the second series testes by Beggas and al, the steel section are formed by welded the U shape in the small dimension (CWS100, CWS150, CWS200, CWS300, CWS400, and CWS500). The section size (H×B×t) of two series is 100x70x2mm and the stubs height varied from 100mm to 500mm. The concrete core is made with crystallized slag aggregate and concrete cylinder strengths at 28 days are 20MPa.

Stubs N°

Eccentricity belong (XX) eX (mm)

Eccentricity belong (YY) eY (mm)

PR1

0

0

PR2

24

0

PR3

60

0

PR4

0

16

PR5

0

40

PR6

24

16

PR7

60

40

II. Finite element model II.1. General There are four main parameters that need to be considered to simulate the actual behaviour of concrete filled rectangular hollow section and square hollow section steel tube columns, as shown in Fig.1. These parameters are the confined concrete, the steel tube, the welded section and the interface between the concrete and the steel tube. In addition to these parameters, the choice of the element type and mesh size that provide accurate results with reasonable computational time is also important in simulating the composite columns. II.2. Finite element type and mesh The 4-noded doubly curved shell elements with reduced integration S4R is used to model the buckling behaviour of the steel tube. The S4R element has six degrees of freedom per node and provides accurate solution to most 108

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani applications. The element allows for transverse shear deformation, which is important in simulating thick shell elements. The element also account for finite strain and suitable for large strain analysis. Fine mesh of threedimensional 8-Node solid elements (C3D8) is used to model the concrete infilled. The nodes of welded zone formed by two U shapes are modelled by element called in library of ABAQUS Weld Connector. Different mesh sizes have been tried to choose the reasonable mesh that provides both accurate results and less computational time.

Concrete-filled square hollow section and rectangular hollow section steel tube columns with large value of the overall depth of the steel tube-to-plate thickness (H/t) ratio provide inadequate confinement for the concrete. This is attributed to the premature failure of the columns due to local buckling of steel tubes. On the other hand, concrete-filled SHS and RHS steel tube columns with small value of H/t ratio provide remarkable confinement for the concrete. In this case, the concrete strength is considerably improved and the concrete model can be assumed as confined concrete model. In this study, it is intended to develop a confined concrete model and compare with experimental results. Figure 2 shows equivalent uniaxial presentation for the stress-strain curves of both unconfined and confined concrete, where fc is the unconfined concrete cylinder compressive strength which is equal to 0.8(fcu), and fcu is the unconfined concrete cube compressive strength. The corresponding unconfined strain (εc) is taken as 0.003 as recommended by the ACI Specification [19]. The confined concrete compressive strength (fcc) and the corresponding confined stain (εcc) can be determined from equations. (1) and (2).

II.3. Boundary conditions and load application Following the testing procedures conducted by Djamel Beggas [16], Ferhoune.N [18] and J. Zeghiche [17], the top and bottom surfaces of the concrete filled coldformed steel tube columns were restrained against all degrees of freedom, except for the displacement at the loaded end, which is the top surface, in the direction of the applied load, as shown in Fig. 2. Other nodes were free to displace in any directions. The load was applied in increments using the modified RIKS method available in the ABAQUS library. In the case of axial compression (tests conducted by Djamel Beggas [16], Ferhoune.N [18]), the load was applied as static uniform load using the displacement control at each node of the loaded top surface, which is identical to the experimental investigation. But in the situation of tests conducted by J. Zeghiche [17], the eccentric load was concentrated in the position of eccentricity belong (xx) axis or belong (yy) axis by the intermediary of a steel plate (15mm of thickness) and of large rigidity welded in the top and bottom surface, which is identical to the experimental investigation conducted by the author. Figure3.

Respectively, proposed by Mander et al. [20]

f cc f c k1 f l

(1)

f cc c 1 k 2 l

fc

(2)

fc

fcc

II.4. Material modelling of high strength stainless steel tubes

0.8fcc fcu 0.8fcu

The measured stress–strain curves obtained from tensile coupon tests presented by Djamel Beggas [16] and Ferhoune.N [18] for rectangular and square cold-formed strength steel tubes have been used in the finite element analysis. The material behaviour provided by ABAQUS [14] (using the PLASTIC option) allows for a nonlinear stress–strain curve has been used. The first part of the nonlinear curve representing the elastic part up to the proportional limit stress, with values of Young’s modulus equal to 1.9x105 MPa and Poisson’s ratio equals to 0.3, were used in the finite element model. To hold into account the effect of residual stress caused by geometric defect of steel section, the yield stress of steel section was penalized of 2% (it is has to say that the value of yield stress taken in the model is 0.98 fy).

0.2fcu 0.2εcc εcu εcc 8εcc 10εcc

ε

Fig.2. Equivalent uniaxial stress–strain curves for confined and unconfined concrete

Where fl is the lateral confining pressure imposed by the steel tube. The lateral confining pressure (fl) depends on the H/t ratio and the steel tube yield stress (fy). The approximate value of (fl) can be interpolated from the measured values given by Hu et al. [11]. The value of (fl) has significant effect for steel tubes with small H/t ratio. On the other hand, the value of (fl) is equal to zero for steel tubes with H/t ratio greater than or equal to 29.2. The factors (k1) and (k2) are taken as 4.1 and 20.5,

II.5. Modelling of confined concrete

109

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani curve for concrete, which is the part after the proportional limit stress, is treated by the Drucker Prager yield criterion model available in ABAQUS material library. The model is used to define yield surface and flow potential parameters for materials subjected to triaxial compressive stresses. The two parameters (DRUCKER PRAGER and DRUCKER PRAGER HARDENING) are used to define the yield stage of confined concrete. The linear Drucker Prager model is used with associated flow and isotropic rule. The material angle of friction (β) and the ratio of flow stress in triaxial tension to that in compression (K) are taken as 20° and 0.8, respectively, as recommended by Hu et al. [11].

respectively, as given by Richart et al. Knowing (fl), (k1) and (k2), the values of equivalent uniaxial confined concrete strength (fcc) and the corresponding confined strain (εcc) can be determined using equations (1) and (2). To define the full equivalent uniaxial stress-strain curve for confined concrete as shown in Fig. 3, three parts of the curve have to be identified. The first part is the initially assumed elastic range to the proportional limit stress. The value of the proportional limit stress is taken as 0.8(fcu). While the initial Young’s modulus of confined concrete (Ecc) is reasonably calculated using the empirical equation (3) given by ACI [19]. The Poisson’s ratio (νcc) of confined concrete is taken as 0.2.

Ecc 4700 f cc MPa

(3) II.6. Modelling of concrete–steel tube interface

The second part of the curve is the nonlinear portion starting from the proportional limit stress 0.8(fcu) to the confined concrete strength (fcc). This part of the curve can be determined from equation (4) which is a common equation proposed by Saenz. This equation is used to represent the multi-dimensional stress and strain values for the equivalent uniaxial stress and strain values. The unknowns of the equation are the uniaxial stress (f) and strain (ε) values defining this part of the curve. The strain values (ε) are taken between the proportional strain, which is equal to (0.8fcu/Ecc), and the confined strain (εcc), which is corresponding to the confined concrete strength. The stress values (f) can be easily determined from equation (4) by assuming the strain values (ε). Ecc (4) f (1 R RE 2)( / cc ) (2 R 1)( / cc ) 2 R( / cc )3

The contact between the steel tube and the concrete is modelled by interface elements. The interface elements consist of two matching contact faces of steel tube and concrete elements. The friction between the two faces is maintained as long as the surfaces remained in contact. The coefficient of friction between the two faces is taken as 0.25 in the analysis. The interface element allows the surfaces to separate under the influence of tensile force. However, both contact elements are not allowed to penetrate each other.

III. Verification of finite element model Recent experimental investigations on concrete-filled square hollow section steel tube columns conducted by Khandaker M [18] as well as concrete-filled rectangular section steel tube columns conducted by Djamel Beggas [16] and J. Zeghiche [17] were used to verify the developed finite element model in this study. Table 2 summarizes the measured dimensions and material properties of the tested specimens. The test specimens conducted by Djamel Beggas [16] had nominal outer depth (H) and nominal length (L) of 95mm. The column without concrete infilled having the plate thicknesses of 2.0 mm. The concrete cylinder strengths are 20 MPa and the yield stress of the steel tubes was 300 MPa. The nominal length-to-external high (L/H) ratio was 0.98. The nominal external depth-to thickness (H/t) ratio of the steel tubes was 47.5. Concrete-filled rectangular hollow section steel tube test specimens conducted by J. Zeghiche [17] had the steel tube plate thickness of 5.0 mm, depth of 80mm and length of 2760 mm. Specimens PR1, PR4 and PR7 were concrete-filled rectangular hollow section steel tubes having concrete cylinder strengths of 44 MPa, and 40MPa for specimens PR2 and PR2. Columns PR5 and PR6 having concrete cylinder strengths of 43 and 45 MPa, respectively. The yield stress of the steel tubes was 386.3 MPa for columns PR1 and PR2, 384.7 MPa for PR3 and PR4, 343.3MPa for PR5 and PR6 and 357.5MPa for PR7. Concrete-filled rectangular hollow section steel tube test specimens

Where RE and R values are calculated from equations (5) and (6), respectively:

E R E cc cc f cc R ( R 1) 1 R E R ( R 1) 2

(5) (6)

While the constants Rs and Re are taken equal to 4 as recommended by Hu and al [11]. The third part of the confined concrete stress–strain curve is the descending part from the confined concrete strength (fcc) to a value lower than or equal to (r.k3.fcc) with the corresponding strain of 10εcc. The reduction factor (k3) depends on the H/t ratio and the steel tube yield stress (fy). The approximate value of k3 can be calculated from empirical equations given by Hu and al [11]. The value of reduction factor (r) is taken as 1.0 for concrete with cube strength (fcu) is less or equal to 30MPa. While, the value of r is taken as 0.5 for concrete with fcu greater than or equal to 100MPa, as recommended by Mursi and Uy [6]. The yielding part of the confined stress–strain 110

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani conducted by Ferhoune.N [18] had the steel tube plate thickness varied from 2.3 mm to 2.5mm and column lengths varied from 200mm to 500mm and width varied from 68mm to 72mm. The concrete cylinder strength is 30MPa and the yield stress of steel is 300MPa.

The experimental load was compared with the numerical prediction, and good agreement has been achieved. The specimens had the concrete cylinder strength of 20MPa, depth varied from 100mm to 500mm and plate thickness of 2 mm. The column strength predicted using the finite element analysis varied from was 291.3kN to 238.3 kN, this load carrying capacity predicted by finite element method increases when the length decreases. Different load – strain curve registered by using finite element model are presented in Figure 3. The finite element buckling mode in the case of tests conducted by Djamel Beggas [16] is a convex local buckling as shown in Figure 4.

III.1. Comparison of finite element results with experimental results and design code EC4 A comparison between the experimental results and finite element results was carried out to verify the finite element model. The ultimate loads obtained from the tests (PTest), finite element analysis (PFE) and EC4 design code as well as the load-axial shortening curves and deformed shapes after failure have been investigated. Table II shows a comparison of the ultimate loads of the concrete-filled rectangular hollow section and square hollow section steel tube columns obtained experimentally, numerically using the finite element model and according EC4 code. It can be seen that good agreement has been achieved between experimental results and finite element results for most of the columns. A maximum on estimate of load carrying capacity is 5% was observed between experimental and numerical results. Figure 4 shows the load-strain behaviour of concrete-filled rectangular hollow section steel tube series CWL.

TABLE II COMPARAISON TESTS, EC4 AND FINIT ELEMENT METHODE OF COMPOSITE STUBS STRENGTHS Stub Reference

H/t

L/H

Test Load PTest (kN)

FEM Load PEF (kN)

EC4 PEC4 (kN)

CWS100

51

0.98

290

291.3

CWS150

52

1.44

285

284.7

CWS200

51

1.96

270

CWS300

51.5

2.91

CWS400

51

CWS500

PEF / PTest

PEC4 / PTest

306

1.004

1.050

306

0.99

1.070

266.4

306

0.98

1.130

265

261.5

306

0.99

1.150

3.92

250

246.1

306

0.98

1.220

51

4.90

245

238.8

303

0.97

1.230

CWL100

49

1.02

310

309.5

268

0,99

0.860

CWL150

49

1.53

300

302.1

274

1.007

0.910

CWL200

47.5

2.11

290

288.7

270

0.99

0.930

CWL300

47.5

3.16

270

271.3

270

1.005

1.000

CWL400

47.5

4.21

265

264.7

273

0.99

1.030

CWL500

48.5

5.15

260

257.6

276

0.99

1.062

P1/3

41.25

1.98

347

323.8

302

0.93

0.870

P2/3

40

2.95

344

329.9

309

0.96

0.898

P3/3

42.17

4.02

349

303.7

301

0.90

0.888

P4/3

42.61

5

264

249.4

256

0.96

0.970

PR1

24

23

600

618

588.9

1.03

0.982

PR2

24

23

393

392.1

362.3

0,99

0.922

PR3

24

23

232

233.4

211.2

1.006

0.910

PR4

24

23

260

258.85

243.3

0.995

0.936

PR5

24

23

210

211.1

185.6

1.005

0.884

PR6

24

23

268

265.3

238.8

0.989

0.891

PR7

24

23

160

156.8

140.9

0.98

0.881

111

Load (kN)

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani 400 350 300 250 200

Load (kN)

350

150

300

Finite element

100 250

TEST

CWL 100

50

CWL 150

0

CWL200

200

CWL 300

0

500

1000

1500

CWL 400

150

2000 2500 Strain (us)

CWL 500

Fig.5. Load - strain curve of column P1/3 Load (kN)

100

50

400 350

0 2000 Strain (us)

300

Fig. 3. Finite element results of series CWS and CWL

250

0

500

1000

1500

200 150 Finite element

100

TEST 50 0 0

(a) FE analysis

500

1000

1500

2000 Strain (us)

Fig.6. Load - strain curve of column P2/3

In the case of concrete-filled rectangular hollow section steel tube columns conducted by J.Zeghiche and al [17], the mode of buckling is the general buckling according axis with weak rigidity when the load is concentred or when the eccentric load is applied in (xx) axis (column PR1, PR2 and PR3), and according with axis with strong rigidity when the eccentric load is applied in (yy) axis (column PR4 and PR5). But in the case of columns PR6 and PR7, the type of buckling is a general buckling according the two axes, with strong stressing according to the weak rigidity axis (xx) compared to the strong rigidity axis (yy). Figure 8 present the example of numerical buckling mode of PR6 column. The different results of load – strain curve at mid length of this series are presented in Figure 9 and 10.

(b) Experimental

Fig. 4. Comparison of experimental and finite element analysis failure modes of specimen CWS200 (a) FE analysis, (b) Experimental. (b)

The strengths of the concrete-filled rectangular hollow section steel tube columns conducted by Ferhoune.N and al [18] and the load-strain behaviour were obtained from the parametric study. The load-strain curves of the concrete-filled steel tube columns were plotted, as shown in Figures 5 and 6. It can be seen that the load of the columns decrease as the length increases. In this case of columns, the mode of buckling is a convex local buckling Figure 7. 112

Load (kN)

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani 700 600 PR1

500

PR4 PR5

400 300 200 100

Fig.7. Comparison of buckling mode between test and finite element of column P3/3

0 0

500

1000

1500 2000 Strain (us)

Fig.10. Finite element load - strain curve of column subject to minor axis bending

IV. Discussion This work presents a nonlinear finite element model to investigate the behaviour and design of axially loaded concrete filled with cold-formed steel tube columns. A comparison between experimental column load strength, finite element load and load carrying capacity calculated according Euro code 4 designs of different columns is exposed. Figure 11 and Figure 12 show the relationship between the column strengths and stubs height. The figures plotted the column strengths obtained from tests and the finite element analysis in comparison with that obtained from the design rules specified in the EC4 [15]. It can be seen that the column strengths increase as the stubs height decreases. It is also shown that the design rules specified in the EC4 generally on estimate the column strengths except the columns CWL200, CWL300 and CWL500. A good agreement of load carrying capacity is obtained between finite element prediction and test results in the case of columns CWS and CWL.

Fig.8. Finite element analysis failure modes of column PR6.

Load (kN)

The comparison between ultimate load strength calculated by EC4 design code and experimental results shows in the case of columns CWL100, CWL150, CWL200, and the series of stubs tested by Ferhoune.N [18] and J. Zeghiche [17], the EC4 prediction [15] under estimate the load carrying capacity but it is on the safe side; the maximum percentage of under estimation of load is 14% for columns CWL100. By the way, there is on estimate of strength load according EC4 design compared with experimental load of columns EWS100, EWS150, EWS200, EWS300, EWS400, EWS500, CWL400, CWL500, the maximum percentage of on estimation of load is 23% for columns CWS500. Load (kN)

700

320 300

PR1

600

PR2

280

PR3

500 400

260

300

Test

240 200

Finite element EC4

220

100 0 0

1000

2000

3000

4000

200

5000 6000 Strain (us)

0

Fig. 9. Finite element load - strain curve of column subject to major axis bending

100

200

300

400

500

600

Stubs height (mm)

Fig.11. Load – Stubs height relation of CWS columns

113

Ferhoune Noureddine, Sekiou Soumia, Merdas Abd El Ghani using the finite element model and generally compared well with the experimental results. Parametric study of concrete-filled rectangular hollow section steel tube columns with different overall depth of the steel tube-toplate thickness ratio ranged from 24 to 52 and different concrete cube strength ranged from 20 to 45MPa was performed using the verified finite element model. The column strengths predicted from the parametric study using the finite element model was compared with the design strengths calculated using the EC4 code specifications. It is shown that the design strengths calculated using the European Code are on safe side, except for concrete-filled rectangular hollow section steel tube columns having the overall depth of the steel tube-to-plate thickness ratio greater than 49.

Load (kN)

In the case of columns tested by Ferhoune.N, the mode of instability is a local buckling. The load carrying capacity calculated according EC4 prediction and finite element method is under than the strength test but it is on safe side. Figure 13. 320

300

280

260

240

References

Test Finite element EC4

220

[1] Schneider SP. Axially loaded concrete-filled steel tubes. Journal of Structural Engineering, ASCE 1998;124(10):1125–38.

200 0

100

200

300

[2] Uy B. Local and post-local buckling of concrete filled steel welded box columns. Journal of Constructional Steel Research 1998;74(1–2):47–72.

400 500 600 Stubs height (mm)

Load (kN)

Fig.12. Load – Stubs height relation of CWL columns [3] Uy B. Static long-term effects in short concrete-filled steel box columns under sustained loading. ACI Structural Journal 2001;98(1):96–104.

360 340

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320

[5] Han LH, Yao GH. Influence of concrete compaction on the strength of concrete-filled steel RHS columns. Journal of Constructional Steel Research 2003;59(6):751–67.

300 280 Test Finite element EC4

260 240

[6] Mursi M, Uy B. Strength of concrete filled steel box columns incorporating interaction buckling. Journal of Structural Engineering, ASCE 2003;129(5):626–39. [7] J. ZEGHICHE, ‘Concrete filled steel tubes’, PhD thesis, university of Annaba, 2005.

220 200 100

200

300

[8] Z. Bassam and S.G. Emhaidy, ‘Enhancing filled-tube properties by using fiber polymers in filling matrix’, Journal of Applied Sciences 5 (2): 232-235, 2005

400 500 600 Stubs height (mm)

Fig.13. Load – Stubs height relation of series conducted by Ferhoune.N

[9] You-Fu Yang, Lin-Hai Han, ‘Experimental behaviour of recycled aggregate concrete filled steel tubular columns’, Journal of Constructional Steel Research, (article in press, 2006).

V. Conclusion

[10] V.K.R. Kodur, Performance of high strength concrete-filled steel columns exposed to fire, Can. J. Civ. Eng. 25: 975–981, 1998.

The paper presents an accurate nonlinear finite element model for the analysis of deferent strength concretefilled rectangular steel tube columns. The confined concrete has been accurately modelled. The measured stress–strain curves of steel tubes were used to simulate the actual material properties. The comparison between the finite element results and the experimental results of the columns with different concrete strengths and different geometric dimensions showed good agreement in predicting, the behaviour and strength of the columns. The columns strengths, load-axial shortening curves and deformed shapes of the columns have been predicted

[11] Hu HT, Huang CH, Wu MH, Wu YM. Nonlinear analysis of axially loaded concrete-filled tube columns with confinement effect. Journal of Structural Engineering, ASCE 2003;129(10):1322–9. [12] Roufegarinejad A, Uy B, Bradford MA. Behaviour and design of concrete filled steel columns utilizing stainless steel cross sections under combined actions. In: Proceedings of the 18th Australasian conference on the mechanics of structures and materials. 2004. p. 159–65.

114

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115


Influence de l'amélioration interfaciale par mercerisation sur les propriétés mécaniques des composites polyéthylène/farine de Genêt d'Espagne. S. IKHLEF1, S. NEKKAA1, N. HADDAOUI1 1. Laboratoire de Physico-Chimie des Hauts Polymères, Département de Génie des Procédés, Faculté Technologie, Université Ferhat Abbas Sétif

RESUME L'objectif principal de ce travail est d'étudier l'influence de la mercerisation sur l'amélioration interfaciale polyéthylène basse densité/farine de Genêt d' Espagne. Les résultats montrent que le modification chimique de surface de la charge augmente considérablement l’adhésion à l’interface ainsi que les propriétés mécaniques de l’ensemble des composites élaborés et assure l'élimination partiale des hémicelluloses et de la lignine. Mots clés: Charges végétales, mercerisation, Genêt d'Espagne, polyéthylène basse densité. II.1. Matériaux utilisés

I. Introduction II.1.1.Polyéthylène basse densité L'utilisation des charges végétales comme renforts de matériaux composites présente de nombreux avantages dus à leur biodégradabilité, leur faible densité et leurs propriétés mécaniques [1]. L’efficacité de renforcement des charges naturelles dépend surtout de la capacité de transférer l’effort depuis la matrice polymère vers les charges. Cependant l’adhésion entre la surface hydrophile des charges et le polymère hydrophobe utilisé comme matrice est faible ce qui réduit la capacité de renforcement [2,3].

Le polyéthylène utilisé au cours de cette étude est un produit commercialisé sous la marque PE, ‘B-21’, sous forme de granulés translucides. Son indice de fluidité est de 1,51 g/10min à 190°C et de densité 0,92 g/cm3. II.1.2. Le Genêt d'Espagne C'est un arbuste atteignant environ 3 m de haut, à rameaux dressés, flexibles, cylindriques et striés, petites feuilles simples, fleurs mesurant jusqu'à 3 cm de long. Habitat: coteaux, montagnes, terrains argileux, relativement commun par endroit dans le tell. L’adhésion entre la surface hydrophile de la charge et le polymère hydrophobe utilisé comme matrice est faible, et donc, la capacité de renforcement réduite. Pour l'utiliser comme renforts dans le PEBD, la farine de GE a été soumise à un traitement chimique par l'hydroxyde de sodium NaOH (1,25N) à 25°C et à différents temps de traitement 24h, 48h et 72h.

Il devient donc nécessaire de maîtriser le comportement des charges végétales lié, lui-même, à la structure composite de la plante. En cela la connaissance de la structure complexe des charges végétales ainsi que les modifications chimiques et structurales engendrées par un traitement chimique, la nature de l'adhésion entre fibres végétales et matrices polymères (interactions physiques ou liaisons chimiques) est fondamentale [4]. Le traitement des charges naturelles et certaines additives utilisés dans le composite assurent la modification de la tension interfaciale et l’augmentation des propriétés mécaniques [5].

II.2. La préparation des composites Les mélanges polyéthylène/farine ont été préparés sur mélangeur à deux cylindres de marque BUSTO ARSIZIO, vitesse de rotation de 32 tr/min à la température 158 °C et de temps de mélangeage de 10 min.

Notre étude consiste à élaborer et caractériser des composites à base de polyéthylène basse densité renforcés par une charge locale qui est le Genêt d'Espagne noté GE obtenue à partir des tiges de l'arbuste à différents taux massiques. La charge a été modifiée chimiquement avec l'hydroxyde de sodium dans le but d’augmenter l'affinité et l'adhésion avec le polyéthylène. Les propriétés en traction des composites résultants ont été évaluées en fonction du taux et du traitement.

II.3. Préparation des éprouvettes A partir des différents composites à farine non traitée et traitée, préalablement étuvés, on a fabriqué des plaques et des films à l'aide d'une presse hydraulique de marque " DAVENPORT 25T ", sous une pression de 150 kg/cm2 à une température de 165°C.

II. Matériaux utilisés et techniques expérimentales

116

S. IKHLEF , S. NEKKAA., N.HADDAOUI Fig1. Spectres IRTF de farine de Genêt d’Espagne (GE) non traitée et traitée par NaOH pendant 24h, 48h, et 72h à 25°C.

II.4. Tests de caractérisations II.4.1 L'essai spectrométrique (Spectroscopie Infrarouge à Transformée de Fourier IRTF)

Si on observe soigneusement les spectres, on constate que la structure de farine de Genêt d'Espagne a changé après le processus de traitement. D’abord, le pic à 3400 cm-1 assigné à la vibration du groupe hydroxyle (-OH) lié à la cellulose, et le pic à 1052 cm-1 assigné à la vibration d'élongation du groupement (C-O) de l’hémicellulose et de la lignine sont nettement réduits de fait de l’élimination de l'hémicellulose et de la lignine.

L’appareil utilisé est un spectromètre de marque FTIR-8400S (SHIMADZU). Nombre de scan = 40 et résolution = 2. Pour appliquer cette technique dans le cas d’échantillons solides, il est nécessaire, au préalable, de mélanger une petite quantité de farine finement broyée à un composé transparent dans le domaine spectral étudie (4500 - 500 cm-1). Pour cela, nous avons employé le bromure de potassium (KBr).

On remarque aussi une bande à 2358 cm-1 qui est attribuée au groupement (H2CO3) de CO2 et H2O dans l'atmosphère. On constate aussi la présence d'un pic à 1737 cm-1 qui est associé à la vibration de déformation des groupements carbonyles (C=O) des groupes acétyles des substances d'hémicelluloses (xylanes) ou de pectines dans la farine de Genêt d’Espagne. Par ailleurs, on observe qu’avec le traitement, la disparition de cette bande dans le cas de la charge traitée pendant 48 et 72h, La bande d’absorption d'eau à 1644 cm-1 assigné à la déformation (H-O-H), due au caractère hydrophilique de la farine de GE. Une faible bande entre 1423 et 1412 cm-1 due à une déformation dans le plan du groupement (-CH2) de la lignine.

II.4.2 L'essai de traction Les essais de traction ont été effectués avec des éprouvettes découpées selon la norme ISO 527-3 sur une machine ZWICK POSTFASH 4350. II.4.3 La résistance au Choc (Izod) Le test a été réalisé à l'aide d'un appareil de marque CEAST, type RESIL IMPACTOR, avec un marteau de 7,5 Kg. II.4.4. La dureté (Shore D) Les mesures de dureté ont été effectuées en cinq emplacements différents de l´éprouvette, distants dáu moins 6 mm, en calculant la valeur moyenne, en utilisant le duromètre selon la norme NF EN ISO 868.

Ensuite, les pics à 1577 et 1507 cm-1 correspondants à la vibration d'élongation symétrique des liaisons C=C du noyau aromatique dans la lignine. Le pic à 1248 cm-1 correspondant à la vibration du groupe acétyle et le pic à 1154 cm-1 lié à la vibration du pont asymétrique dans la cellulose et l'hémicellulose (C-O-C). Egalement, les vibrations d'élongation asymétriques correspondantes aux liaisons (C-H) des segments de la cellulose ou de la lignine vers 2926 cm-1, diminuent après le traitement. Ces résultats montrent que le traitement permet d’éliminer partiellement l’hémicellulose et la lignine. Enfin, un pic vers 615 cm-1 lié à la rotation et la déformation du groupement (-OH) hors du plan. Ces résultats sont en accord avec ceux trouvés par Madhuban et ses collaborateurs [6] et aussi par Corrales et ses collaborateurs [7].

III. Résultats et discutions III.1 Analyse spectroscopique par infrarouge à transformé de Fourier La structure de la farine de GE non traitée et traitée par le NaOH à différents temps de traitement analysée en transmission à partir des pastilles Farine/KBr. Les spectres obtenus sont représentés sur la Fig1. 80

70

Faine Brute Faine non traitée Faine t 24 h Faine t 48 h Faine t 72 h

III.2. La perte de masse

Transmittance

60

III.2.1. Effet du temps de traitement

50

40

Les fibres naturelles contiennent principalement de la cellulose, de l’hémicellulose et de la lignine. L’hémicellulose est un composé contenant plusieurs molécules de sucre et de substances qui sont solubles dans l’eau ou dans une solution alcaline. La structure de la lignine est similaire à celle des polymères insaturés ou aromatiques. La lignine est également soluble dans une solution alcaline. Il est possible qu’une partie de l’hémicellulose et de la lignine va se dissoudre pendant

30

20

10 4000

3500

3000

2500

2000

Nombre d'onde Cm

1500

1000

500

-1

117

S. IKHLEF , S. NEKKAA., N.HADDAOUI la matrice thermoplastique PEBD, va augmenter considérablement celle du matériau composite. Au même temps, une diminution considérable de la déformation à la rupture empêche l'élasticité du matériau composite. Cette diminution est associée à un changement ductile-fragile dans le comportement du matériau composite. [9-11].Ces résultats sont en bon accord avec ceux trouvés par Bendahou et ses collaborateurs [12] et ceux trouvés par Chand et Dwivedi [13].

le processus de traitement ce qui va provoquer une diminution de la masse de la farine de GE. La Fig2 présente l’influence de la durée de traitement en NaOH (1,25 N) sur le pourcentage de perte en masse de farine de GE à 25°C. On constate que l’évolution du pourcentage de perte en masse est progressivement importante au cours des 48 premières heures du traitement puis elle commence à se stabiliser après une durée de traitement de 48 heures. Ces résultats indiquent que le temps de traitement de 48h n’est pas forcement optimisé même si la progression est faible après 48h de traitement. Ces résultats s'accordent avec ceux présentés par Tri et Villoutreix [8] qui ont étudié l'effet de la concentration d'une solution alcaline, l'effet du temps de traitement et de la température de traitement sur les propriétés des composites PP/fibres de bambou.

III.3.2. Effet du temps de traitement Les Fig6, 7 et 8 illustrent l'effet du temps de traitement sur la contrainte à la rupture, sur le module d'élasticité et sur la déformation à la rupture des composites PEBD/GE, respecti-vement. D’une façon générale, la modification de la surface de la farine de GE par NaOH a amélioré la contrainte à la rupture, le module d’élasticité et une faible amélioration de la déformation à la rupture des composites PEBD/GE par rapport aux composites à farine non traitée. Le traitement de la farine par NaOH, augmente le degré de fibrillation et diminue le taux de lignine ce qui mène à une meilleure dispersion de la farine dans la matrice de PEBD. Ainsi, la formation d’une certaine adhésion interfaciale entre la farine végétale et la matrice polymérique et également un meilleur transfert de contrainte de la matrice à la farine.

40

20

10

0

10

20

30

40

50

60

70

80

Temps (heure)

Fig2. Influence de la durée de traitement sur le pourcentage de la masse réduite de la farine de GE traitée par NaOH à 25°C.

On peut établir le mécanisme de la réaction entre le NaOH et la charge de GE comme suit (schéma V.1): Charge-OH + NaOH Charge-O-Na+ + H2O

III.3. Test de traction

Les résultats du test de traction sont en accord avec ceux trouvés par Habibi et ses collaborateurs [14] et aussi par Panaitescu et ses ces collaborateurs [15], et par Chand et Dwivedi [13].

III.3.1. Effet du taux de farine L'effet du taux de farine de GE sur la variation de la contrainte à la rupture des composites polyéthylènes bas densité/farine de Genêt d’ Espagne (PEBD/GE) est représenté par la Fig3. On remarque une diminution de la contrainte à la rupture avec l’augmentation du taux de farine. Ces résultats sont en accord avec beaucoup de travaux qui expliquent par le fait que la farine crée des défauts dans la matrice du polymère et réduit les interactions interchaînes, ce qui provoque une diminution des propriétés mécaniques. Particulièrement pour les charges végétales composées essentiellement de la cellulose riche en groupements hydroxyles (-OH) qui absorbe l’humidité et provoque un gonflement dans la matrice polymérique. Les Fig4 et 5 illustrent l'évolution du module d'élasticité et la déformation à la rupture des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée, respectivement. On remarque une augmentation importante du module d'élasticité avec l'accroissement du taux de farine de GE. La rigidité de la farine de GE, qui est supérieure à celle de 118

12

Contrainte à la rupture r (MPa)

Masse réduite (%)

30

10

8

6

4

2

0

0

5

10

15

20

25

30

Taux de farine (%)

Fig3. Variation de la contrainte à la rupture des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée.

S. IKHLEF , S. NEKKAA., N.HADDAOUI 700

140

Déformation à la rupture r (%)

Module d'élasticité E (MPa)

600

500

400

300

200

100 0

5

10

15

20

25

non traitée 24H

120

48H 72H

100 80 60 40 20 0

30

-5

Taux de farine (%)

0

5

10

15

20

25

30

35

Taux de farine (%)

Fig4.Variation du module d’élasticité des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée.

Fig8. Variations de la déformation à la rupture des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée et traitée par NaOH à 25°C.

Déformation à la rupture r (%)

140 120 100

III.4. Test de choc

80 60 40

III.4.1. Effet du taux de farine

20 0 -5

0

5

10

15

20

25

30

Le tableau2 rassemble les résultats du test de choc (Izod) des éprouvettes des composites PEBD/GE non entaillées et entaillées. On observe que les éprouvettes non entaillées de la matrice pure et des composites à des taux de farine non traitée (10%) n’ont pas subit de rupture.

35

Taux de farine (%)

Fig5.Variation de la déformation à la rupture des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée. 12

Les résultats des propriétés au choc sont similaires à ceux de la déformation à la rupture. Les composites avec un taux de farine élevé ont des valeurs de la résistance au choc plus faibles. La charge de Genêt d’Espagne qui a une rigidité supérieure à celle du polyéthylène, augmente considérablement la rigidité du matériau composite, ce qui provoque également une diminution de la résistance au choc. Aussi on remarque que les éprouvettes entaillées ont montré une résilience inférieure que ceux non entaillées. Car l’énergie des éprouvettes entaillées présente seulement la propagation de la fissure, tandis que celle des spécimens non entaillés comprend l’initiation et la propagation de la fissure.

non traitée

Contrainte à la rupture r (MPa)

24h 48h

10

72h

8

6

4

2

0

0

5

10

15

20

25

30

Taux de farine (%)

Fig6. Variations de la contrainte à la rupture des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée et traitée par NaOH à 25°C. 700 non traitée 24h

Module d'élasticité E (MPa)

600

48h

Tableau2. Valeurs de la résistance au choc (Izod) des éprouvettes non entaillées et entaillées du PEBD et des composites PEBD/GE à farine non traitée.

72h

500

400

300

200

100 0

5

10

15

20

25

30

Taux de farine (%)

Fig7. Variations du module d'élasticité des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée et traitée par NaOH à 25°C.

Composites

an (KJ/m2)

ak (KJ/m2)

PEBD/GE (100/0)

Pas de rupture

Pas de rupture

PEBD/GE (90/10)

Pas de rupture

29,72

PEBD/GE (80/20)

30,67

17,28

PEBD/GE (70/30)

18,01

9,25

III.4.2. Effet du temps de traitement

119

S. IKHLEF , S. NEKKAA., N.HADDAOUI La modification de la surface de la charge végétale par le traitement alcalin, montre une amélioration de la résistance au choc des composites à farine traitée par rapport à ceux à charge non modifiée, où les valeurs de la résistance au choc des différents composites testés sont rassemblées dans le tableau3. Il est clair que la résistance au choc est très influencée par l’interface entre les deux phases. Le comportement à l’interface farine-polymère absorbe une énergie au choc importante dans les composites à farine traitée. Le traitement de la farine améliore la compatibilité et favorise la capacité à dissiper l’énergie lors de la fracture.

PEBD/GE (70/30)

23,54

12,82

III.5. Test de dureté III.5.1. Effet du taux de farine D’après la Fig9 qui montre l’évolution de la dureté des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée, on remarque qu’il n' y a pas de variation des valeurs de dureté des matériaux composites.

D’autre part, nous remarquons que la résistance au choc est influencée par le temps de traitement. Un temps de traitement de 24 et de 48 heures montre des valeurs de résistance au choc les plus élevées que celles du temps de traitement 72 heures. Ceci est peut être dû à la fragilisation de la farine, un temps de traitement long provoque une diminution importante de la lignine, ce qui fragilise la charge. Ces résultats sont accord avec ceux trouvés par Panaitescu et ses collaborateurs [15].

70 60

Dureté ( Shore D)

50 40 30 20 10

Kuan et ses collaborateurs [16] ont modifié chimiquement la surface de fibres de bois par l'utilisation d'agent de couplage (vinyltriméthoxysilane). Les résultats de test de choc (Izod) ont montré une augmentation de la rigidité des matériaux composites PEBD/fibres de bois traitées par rapport aux composites à fibres non traitées. Aussi les travaux de Bengtsson et Oksman [17] ont montré que le traitement des fibres par le silane, améliore la résistance au choc des composites PEHD/fibres de bois.

0

an (KJ/m2)

0

5

10

15

20

25

30

35

Taux de farine (%)

Fig9. Variation de la dureté des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée. III.5.2. Effet du temps de traitement La Fig10 représente les variations de la dureté des composites à farine non traitée et traitée par NaOH à différents temps à 25°C en fonction du taux de farine. D'après la figure, on peut dire que le traitement n'a pas une influence significative sur la variation de la dureté. Ce phénomène peut s’expliquer par l’hétérogénéité de composite due aux facteurs liés à la farine de GE (mouillabilité, traitement etc.).

Tableau3. Valeurs de la résistance au choc (Izod) des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée et traitée par NaOH à 25°C à différents temps (avec et sans entaille). Composites

-5

ak (KJ/m2)

Farine de GE non traitée PEBD/GE (90/10)

Pas de rupture

29,72

PEBD/GE (80/20)

30,67

17,28

70 non traitée

60

24h 48h

18,01

50

9,25 Dureté ( Shore D)

PEBD/GE (70/30)

Farine de GE traitée pendant 24h PEBD/GE (90/10)

Pas de rupture

Pas de rupture

PEBD/GE (80/20)

Pas de rupture

24,59

PEBD/GE (70/30)

29,37

13,84

Pas de rupture

Pas de rupture

PEBD/GE (80/20)

Pas de rupture

30,46

PEBD/GE (70/30)

27,45

14,38

Pas de rupture

Pas de rupture

PEBD/GE (80/20)

Pas de rupture

21,63

30 20

0

-5

0

5

10

15

20

25

30

35

Taux de farine (%)

Fig10. Variations de la dureté des composites PEBD/GE en fonction du taux de farine non traitée et traitée par NaOH à 25°C.


40

10


72h

IV. Conclusion 120

S. IKHLEF , S. NEKKAA., N.HADDAOUI L’évolution du pourcentage de perte en masse est progressivement importante au cours des 48 premières heures de traitement, puis elle commence à se stabiliser après une durée de traitement de 48 heures. L’étude des propriétés mécaniques (traction) a montré que la contrainte et l’allongement à la rupture des composites diminuent avec l’augmentation du taux de farine. Mais il y a une certaine amélioration de ces derniers par le traitement. Le module d’élasticité croit progressivement. Les résultats des propriétés au choc sont similaires à ceux de la déformation à la rupture. Les composites avec un taux de charges élevé ont des valeurs de la résistance au choc plus faible. Le traitement de la charge végétale, montre une amélioration de la résistance au choc des composites à farine traitée par rapport à ceux à charge non modifiée. Les résultats de la dureté ont montré que cette dernière n’a pas été affectée par le taux de charge ou par le traitement.

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121

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CIMDD’2013 May 6th to 9th, 2013 UniversitéM’HamedBougaraBoumerdes

Enhancement of Heat Transfer in a Cavity Filled with Cu-water Nanofluid TAYEBI Tahar1, SAADAOUI Kheir2 1.

Energy Physics Laboratory, Department of Physics, Faculty of Science, Mentouri Constantine University, Algeria Laboratory of Pure and Applied Mathematics "LMPA", Department of Mathematics, Faculty of Mathematics and Informatics, of M.BoudiafM’isilaUniversity, Algeria.

2.

ABSTRACT This paper summarizes a numerical study of natural convection in a square cavity with a corner heater filled with water based nanofluid (water with Cunanoparticles). Finite volume method is used for solving momentum and energy equations in the form of stream function–vorticity. One wall of the enclosure is isothermal but its temperature is colder than that of heaters while the remaining walls are adiabatic. Calculations were performed for Rayleigh number (103 ≤ Ra≤ 106); dimensionless lengths of heater in x and y directions (0.25 H≤ Hx ≤ 0. 5 H, 0.25 H ≤ Hy ≤ 0.5 H) and volume fraction of nanoparticles (0 ≤ φ ≤ 0.1). The results indicate that dimensionless lengths of heater are an important parameter affecting the flow pattern and temperature field. Nusselt number increases with increasing both the Rayleigh number. It is also observed that at a given Rayleigh number and definite dimensionless lengths of heaters, the average Nusselt number increases linearly with the increase in the solid volume fraction of nanofluid. Keywords:Nanofluids; Heat Transfer; Corner heaters; Square cavity; Numerical study. that the ratio of the heat transfer coefficient of the nanofluid to that of the base fluid decreases as the size I. Introduction of nanoparticles increases. Uralcan [11] numerically and experimentally, studied free convection heat transfer Nanofluid, which is a mixture of nano-sized particles from heated square localized inside an open cavity. He suspended in a base fluid, has a higher thermal found that both flow pattern and temperature conductivity than the base fluid. This higher thermal distribution were affected by the location of the heated conductivity enhances rate of heat transfer in industrial square. Sheikhzadeh et al. [12] conducted a numerical applications. Many researchers have investigated simulation to investigate the problem of free convection different aspects of Nanofluids [1]. of the TiO2-water nanofluid in rectangular cavities Many researchers have investigated different aspects differentially heated on adjacent walls. The left and the of nanofluids. Thermo physical properties of nanofluids top walls of the cavities were heated and cooled; such as thermal conductivity, thermal diffusivity, and respectively, while; the cavities right and bottom walls viscosity of nanofluids have been studied by Kang et al. were kept insulated. They found that by increase in the [2], Velagapudi et al. [3], Turgut et al. [4], Rudyak et al. volume fraction of the nanoparticles, the mean Nusselt [5] Murugesan et al. [6], and Nayak et al. [7]. number of the hot wall increases for the shallow cavities, while, the reverse trend occurs for the tall There are a number works about free convection of cavities. nanofluids in enclosures. First numerical study of free convection heat transfer inside rectangular cavities filled with nanofluids was done by Khanafer et al. [8]. They found that

In the present study, the natural convection in a square cavity with corner heater filled with the Cu– water nanofluid is studied numerically using the finite volume method. A parametric study is performed and the effects of pertinent parameters, such as the size of the heat source on the vertical and horizental direction, the volume fraction of the nanoparticles and Rayleigh number on the fluid flow and heat transfer inside the enclosure are investigated.

for the range of Grashof number considered, heat transfer increases by increase in volume fraction of the nanoparticles. Oztop and Abu-Nada [9] numerically studied heat transfer and fluid flow due to buoyancy forces in a partially heated enclosure using nanofluids made with different types of nanoparticles. They argued that the heat transfer enhancement was more pronounced at low aspect ratios than at high aspect ratios of the enclosure. They found that for all Rayleigh numbers, the mean Nusselt number increased as the volume fraction of nanoparticles increased. Hwang et al. [10] theoretically investigated thermal characteristics of natural convection in a rectangular cavity filled with a water-based nanofluid containing alumina. They argued

II. Problem formulation A schematic view of the square cavity considered in the present paper is depicted in Fig.1. A heat source is located on the corner of the bottom and vertical right walls of the enclosure which are thermally insulated. The horizontal top wall of the enclosure is maintained thermally insulated and the vertical left wall at a 122

TAYEBI Tahar, SAADAOUI Kheir () = + (1 − ) (8) The effective dynamic viscosity of the nanofluid given by Brinkman [14] is:

( ) = (9) (1 − ). In equation (6), is the thermal conductivity of the nanofluid, which for spherical nanoparticles, according to Maxwell [15], is: + 2 − 2 − = (10) + 2 + − The following dimensionless variables are introduced to convert the governing equations into dimensionless form: "

" != , #= , $= , %= , " " '" − / Ω= , Ψ= , -= 5 − / The governing equations are written in the following dimensionless form: Ω 67 Ω Ω +% = $ # ! ! 9 (1 − )8. (1 − ) + :

relatively low temperature (Tc). The nanofluids used in the analysis are assumed to be Newtonian, incompressible and laminar. The base fluid (water) and the solid spherical nano-particles (Cu) are in thermal equilibrium. The thermo-physical properties of the base fluid and the nano-particles are given in Table1 [13]. TABLE 1 THERMOPHYSICAL PROPERTIES OF THE BASE FLUID AND THE NANOPARTICLES AT T = 25° ρ(kg.m 3 )

Cp(J.kg1 -1 K )

k (Wm1 -1 K )

(K-1)

Pure Water

997.1

4179

0.613

21×10-5

Cu

8933

385

401

1.67×10-5

9;

+

Ω < #

1 + >? 67 @(ABC)9

;

C9D

+

1 C9; (ABC)9D

Fig. 1. Problem study and boundary conditions

+1

+ 1

E ! (11)

IJ; ⎡ ⎤ - ⎢ I; ⎥ $ +% = (12) 9KD ⎥ ! # ⎢ D ⎢ (1 − ) + ⎥ 9KD ⎦ ⎣ ; Ψ Ψ Ω = − + (13) ! #

The continuity, momentum and energy equations for the laminar and steady state natural convection in the two-dimensional enclosure can be written in dimensional form as follows:

+ =0 (1) () +

= + + (2) +

= + (3) = − + (4) Where, the effective density of the nanofluid is given as: () = + (1 − ) (5) Thermal diffusivity of the nanofluid is: () = (6)

In the above equations, the Prandtlnumber 67 , and the Rayleigh number, >? , are defined as: O "P (5 − / ) >? = (14) 67 = , O The physical boundary conditions are illustrated in the physical model (fig.1). Calculation of local Nusselt number for cold surface is performed by: QR = − T (15) ! UVA and horizontal and vertical heaters: T (16) QW = − # XV8

Where, the heat capacitance of the nanofluid given is: = + (1 − ) (7) The thermal expansion coefficient of the nanofluid can be determined by: 123

TAYEBI Tahar, SAADAOUI Kheir T (17) ! UV8 Mean Nusselt numbers for cold surface are calculated as follows:

QR = −

A

Q = Y QW Z# (18) 8

III.

Numerical method

To solve this system of equations with associated boundary conditions equations, we consider a numerical solution by the method of finite volumes, presented by S.V.Patankar [16]. The power law scheme was used for the discretization. The iterative method used for the numerical solution of algebraic system of equations is the Gauss-Seidel, with under-relaxation process. As convergence criteria 10-6.A regular grid is used in the study and the mesh size is 81×81. First the governing equations have been solved for the natural convection flow in an enclosed cavity filled by pure fluid, In order to compare the results with those obtained by de Vahl Davis [17]. This comparison revealed good agreements between results which are shown in Table.2.

TABLE 2 Comparison of the average Nusselt number of the present code with the results of de Vahl Davis [17]. Ra Nu(Ref[17]) Nu(present) Error %

IV.

103 1.118 1.121 0.268

104 2.242 2.263 0.936

105 4.523 4.608 1.879

106 9.035 8.952 0.927

Results and discussion

Fig.2. Streamlines (on the left), and isotherms (on the right) atHx=Hy=0.5H and = 0.1; (a) Ra=103, (b) Ra=104, (c) Ra=105, (d)Ra=106

Our goal is to investigate the natural convection fluid flow and heat transfer inside square cavity filled of Cuwater nanofluid heated by a corner heater. The parameters governing the heat transfer and fluid flow are as follows: the length of the corner heater in x direction, Hx from 0.25H to 0.5H; Hy in y direction from 0.25H to 0.5H (the corner heater is simulated in both horizontal and vertical directions as shown by a thick line); Rayleigh number, Ra from 103 to 106; volume fractions of the nanofluids, namely, 0, 0.03, 0.06, and 0.1. Temperature field and heat transfer will be presented in terms of isotherms and mean Nusselt number, respectively. Flow field will be shown with streamlines and variation of stream function with the mentioned governing parameters.

Fig.2 (a-d) presents the streamlines (left) and isotherms (right) for the nanofluid, = 0.1 and Hx = Hy=0.5H at different Rayleigh numbers. The streamlines show one counterclockwise direction circulating cell for all values of Rayleigh number. As can be seen from the figure, with increase of Rayleigh number from 103 to 105, the shape of the central region of cells, does not change while at Ra=106 their shape changes significantly. It is evident that at Ra=103, the isotherms are parallel with the heaters. When the Rayleigh number increases convection heat transfer becomes stronger and temperature gradient adjacent to the heaters and cold wall becomes steeper. The streamlines and isotherms side of the heaters at these Rayleigh numbers illustrate characteristics of free convection in differentially heated rectangular cavity considered by Davis [17]. Fig.3 (a-d) present the streamlines (on the left), and isotherms (on the right) to show the effects of different volumes fraction of the nanoparticles on flow and temperature field for the case of Hx= Hy=0.5H (heater locates half of the bottom and right vertical wall), and 124

TAYEBI Tahar, SAADAOUI Kheir Ra=105, the figure demonstrates that a single ovalshaped cell circulation counterclockwise direction is formed for all values of . The comparison indicates that flow strength also increases with increasing of volume fraction of nanoparticles (The values of location in x and y direction of the maximum and minimum stream functions are given on the top of the streamline figures). The isotherms show steep temperature gradients near the heat source and the heat sink, and show an appreciable increase in the flow. This means that the transfer is done primarily by convection and predominates on the conduction for this Rayleigh number.

Fig.4. Streamlines (on the left), and isotherms (on the right) at = 0.1, Ra=105; (a)Hx=Hy=0.25H, (b) Hx=0.25H ,Hy=0.5H, (c) Hx=0.5H ,Hy=0.25H

The effects of heater length on flow and temperature fields are shown in Fig.4 (a-c) for Ra = 105 and = 0.1 .The fluid is unicellular and it rotates in counterclockwise direction for all cases. The temperature distributions show plume like distribution due to strong convection. When the horizontal length of the heater is longer than that in the vertical direction Fig.4 (c), the values of maximum stream functions show that higher values (Ψ\?W = 18.69) are obtained for Hx=0.5H andHy=0.25H, it forms at the center of the enclosure. For better comparison, variation of the average Nusselt numbers with volume fraction of the nanoparticles is shown in fig.5 for each Rayleigh number separately. This figure shows a linear variation of the average Nusselt number with the volume fraction of the nanoparticles. Also it can be clearly seen from the figure that the rate of heat transfer increases when the volume fraction of the nanoparticles increases. Variations of the mean Nusselt number along the cold wall of the square cavity filled with Ag-Water nanofluid with Rayleigh number and the volume fraction of the nanoparticles for Hx = Hy= 0.5H are shown in Fig.6. It is found from the figure that the average Nusselt number increases with increase in Rayleigh number and the volume fraction of the nanoparticles. Fig.7 shows the influence of the horizontal and the vertical length of the heaters on heat transfer at Ra = 105. They are given by mean Nusselt number which is

Fig.3. Streamlines (on the left), and isotherms (on the right) atHx=Hy=0.5H, Ra=105; (a) = 0, (b) = 0.03, (c) = 0.06, (d) = 0.1

125

TAYEBI Tahar, SAADAOUI Kheir calculated from its definition as given in Eq. (18). As can be seen from the figure, mean Nusselt numbers are the increased with increasing of volume fractions of the nanofluids as expected. In all cases, heat transfers the increases with increasing of heaters length in y-direction (Hy) and x-direction(Hx).

V.

Conclusion

The two-dimensional of natural convection heat transfer and fluid flow in a square cavity with corner heating filled with Cu–water nanofluid have been simulated numerically using the finite volume method. It is observed that the heat transfer is an increasing function of Rayleigh number and volume fraction of the nanoparticles. Moreover, higher flow strength is observed when the horizontal length of the heater is higher than that of the vertical length.

Nomenclature symbols : Specific heat at constant pressure (J.kg-1.K-1) g: gravitational acceleration (m s− 2 ) H: enclosure height (m) Hx : dimensionless heater length in x direction Hy: dimensionless heater length in y direction K: thermal conductivity (W/mK) Nu: Nusseltnumber 67 : Prandtnumber >? : Rayleigh number T: Fluid's temperature (K) u, v: axial and radial velocities, m/s U, V : non-dimensional axial and radial velocities x, y : cartesiancoordinates (m) X, Y : non-dimensionalcoordinates

Fig.5. Mean Nusselt number as a function of Rayleigh number for various nanoparticles volume fraction at Hx=Hy=0.5H

Greek symbols a: thermal diffusivity (m2 /s) : thermal expansion coefficient (K-1) _ : thermal conductivity (W.m-1.K-1)

: dynamic viscosity, kg/m s O: kinematic viscosity (m2.s-1) : density (kg.m-3) : volume fraction of the nanoparticles -: non-dimensional temperature : stream function (m2.s-1) Ψ: non-dimensional stream function : vorticity (s-1) Ω : non-dimensionalvorticity

Fig.6. Mean Nusselt number as a function of nanoparticles volume fraction for various Rayleigh number at Hx=Hy=0.5H

Subscripts c : cold h : hot nf: nanofluid f: fluid p: solid particles

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Fig.7. Mean Nusselt number as a function of dimensionless heaters for various nanoparticles volume fraction at Ra=105

126

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127

CIMDD’2013 May 6th to 9th, 2013 UniversitéM’HamedBougaraBoumerdes

An analytical solution for nonlinear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber spacing BAKHTI KARIMA1, A.TOUNSI2, EA ADDA BEDIA3. * Laboratoire Des Matériaux & Hydrologie, Université De Sidi Bel Abbes, BP89, Cité Ben Mhidi .Sidi Bel Abbes: 1E-mail : [email protected] Abstract In this paper, the nonlinear and linear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber Spacing is studied. The von Karman strains are used to construct the nonlinear equilibrium equations of the plates subjected to transverse loadings. The governing equations are reduced to linear differential equation with nonlinear boundary conditions yielding a simple solution procedure. The results indicate that the more fibers distributed in the central portion of the plate may efficiently decrease the deflexion. The fiber distribution may change the stiffness of the plate.

Keywords: Fiber spacing, Non-linear behavior, Classical plate theory (CPT), cylindrical bending. Composite laminated plates with variable fiber spacing subjected to transverse loadings. The CPT and the von Karman-type nonlinear strains are used to construct the problem governing equations. The effects of distributions fibers on the cylindrical bending behavior are studied.

I. Introduction Composite laminates have been developed and utilized because of its outstanding bending rigidity, low specific weight, superior isolating qualities, excellent vibration characteristics and good fatigue properties. The first two characteristics are the major reasons to make it use more often in aerospace vehicles that need high strength-toweight ratio. Abundant published papers present the structural analysis of composite plates. The effect of fiber angle, plate shape, boundary conditions, material properties and stacking sequence are investigated in general. However, few of the studies consider composites with variable fiber spacing. Recently, Meftah et al. [1] considered the seismic analysis of reinforced concrete coupled shear walls structures strengthened by bonded composite plates having variable fibers spacing. Dynamic analysis was performed to investigate the influence of the fibers redistribution of the bonded plates on the lateral deflections of RC coupled shear walls. Meftah et al. [2] also presented a finite element model for static and free vibration analysis of reinforced concrete shear walls structures strengthened with thin composite plates having variable fibers spacing. Bouremana et al. [3] proposed a new concept to minimize the thermal deformation or match the thermal deformation of another structural component by using a composite whose fibers have a negative axial thermal expansion coefficient. Benatta et al. [4] presented high-order flexural theories for short functionally graded symmetric beams under three-point bending. The material properties of the plate are assumed to be graded continuously in the direction of thickness.

II. Formulation of composite laminated plates Consider a composite laminated plate with length

l 2a , width ”a”, and thickness h ., The plate is assumed to consist of N layers of orthotropic sheets bonded together. Each layer has arbitrary fiber orientation. The fibers in each layer are aligned parallel to the longitudinal direction but distributed unevenly in the transverse direction. Hence, the fiber volume fraction, 2z Vf h , is a function of nondimensional coordinate having its origin at the plate center. Define the fiber distribution as Kuo and Shiau [5]

V f ( ) (V f ) in (V f ) out 1 2

where

n

(V f ) out

(1)

(V f ) in

is the fiber volume fraction at the plate 0 ) and (V f ) out is the fiber volume fraction center ( at the edges ( 1 ). It is seen that the more fibers are

centralized in the central portion of the plate for higher (V f ) in volume fraction and higher order n . The volume fraction index n controls the variation of the volume fraction. With this variable fiber spacing, the elastic moduli E ( ) for the composite material are also the functions of . In this study, the formulas used for the calculation of these effective engineering constants are based on the rule of mixture [6]. E ( ) E f V f ( ) Em 1 V f ( ) (2)

The object of this investigation is to present an analytical solution for nonlinear cylindrical bending of 128

BAKHTI KARIMA , A.TOUNSI , EA ADDA BEDIA . In the above equations the subscripts f and m are used to denote properties of the fiber and matrix, respectively. The coupling stiffness matrix is identically zero ( B11 0 ) for the symmetric laminates.

N x, x 0

(7a)

Qx, x q N x w, xx 0

(7b)

M x , x Qx 0

(7c)

Where q is the transverse load the stress, shear force and II.I. Governing equations for nonlinear cylindrical bending

moment resultants are defined as follows: h/2

N x , Qx & x ,$ xy dz

Consider a FG plate under uniform transverse load q., it is assumed that the plate with simply support Edges. The coordinate system has its origin at the mid-span on the mid-plane. Using the CPT it is assumed that the Kirchhoff hypothesis holds. The Kirchhoff hypothesis assumes that the displacement field to be such that:

w u ( x, y, z ) u 0 ( x, y) z 0 x v( x, y, z) 0 w( x, y, z ) w0 ( x, y)

h/2

Mx

w w0 v

u xy 0 0 0 x y x y xz yz 0,

0 x 0 y Q66 xy

M x, xx q N x0 w, xx 0

(3c)

Upon substitution of Eqs. (4) into Eqs. (5) and the subsequent results into Eqs. (8), the generalized stress resultants in terms of displacement components will be obtained which can be presented as follows:

E ( ) 1 % 2 % E ( ) Q12 1 % 2 E ( ) Q66 21 %

(10)

1

N x A11 u , x w,2x 2 M x D11w, xx

(11) (12)

A11 , and D11 are called extension, and bending stiffness coefficients, respectively, and are defined as follows:

(4a)

h/2

A11 , D11 & Q11 1, z 2 dz

(4b)

(13)

h / 2

By substituting Eq. (12) into Eq. (10), one can obtain

w, xxxx k 2 w, xx q0

(4c)

(14)

Where:

N x0 D11 q q0 D11

k2

(5)

(15a) (15b)

III. General solution

Using the material properties defined in Eq. (2), stiffness coefficients, Q ij , can be expressed as:

Q11 Q22

(9)

(3b)

The constitutive relations for nonzero strains are given by

x #Q11 Q12 ! y !Q12 Q22 $ ! 0 0 xy "

(8b)

Consequently, Eqs. (7b) and (7c) become

2

2 w0

2 z ; xy

z dz

N x N x0 const.

(3a)

u 0 1 w0

w0 z x 2 x x 2 y z 0

x

From Eqs. (7a) one can conclude that:

directions, respectively. Also, ( u0 , v 0 , w 0 ) are the displacements of the midplane in the ( x, y, z ) directions, respectively. The nonlinear von Karman strain–displacement relations are used as follows:

x

&

h / 2

Where ( u, v, w ) are the displacements in the ( x, y, z )

2

(8a)

h / 2

In this study it is assumed that composite plate is subjected to a uniform transverse load q on its top surface. It is intended here to obtain analytical solutions for the non-linear bending of the composite plate.

(6a) (6b)

III.I. Nonlinear analysis Eq. (14) is a linear fourth-order ordinary differential equation whose solution is readily available. The general solution is as follows:

(6c)

Use of Hamilton’s principle yields the Euler–Lagrange equations as : 129

BAKHTI KARIMA , A.TOUNSI , EA ADDA BEDIA .

w( x) C1 cosh(kx) C 2

q0 2k 2

x2.

IV.

(16)

Based on the derived formulation, a computer program is developed to study the behavior of composite laminated plates with variable fiber Spacing in cylindrical bending. The plate geometry is chosen so the h 5 mm and a 0.5 m . The material properties adopted are: E f 230.0 GPa, and E m 3.51 GPa. Note

Where C 1 and C 2 are constants, which must be determined using BCs at either edges of the plate. Assume that the origin of the coordinate system is located at the plate mid-span; accordingly, the simply supported BCs yield (17a) w(a) w(a) 0

M x ( a ) M x ( a ) 0 u ( a ) u ( a ) 0

that Poisson’s ratio is selected constant and equal to 0.3. The results obtained from the analysis are presented in non-dimensionless parametric terms of deflections and stresses as follows: side coordinate x x / a,

(17b) (17c)

Since N x is an unknown constant along the x-axis, the in-plane displacement u can be derived by integrating Eq. (7a) over the span of the plate, using the general solution shown in Eq. (16). The boundary conditions can be expressed as

w(a) 0

M x (a) D11w, xx

0

(18b)

a

N0 1 u (a) & x w,2x dx 0 A 2 0 11

(18c)

Substitution of Eq. (16) into Eqs. (18) and evaluating the integral in Eq. (18c) yield:

q0

1 k cosh(ka) q a2 C 2 0 2 C1 cosh(ka) 2k N0 1

1 u (a) x a k 2C12 sinh(2ka) A11 2 4k q C1 03 'ka cosh(ka) sinh(ka)( 0 k C1

(19a)

4

thickness coordinate z z / h,

deflection w w / h,

axial stress x x /[ E m h / a 2 ] ,

load parameter q n q 0 a 4 /( E m h 4 ). In Figures. 1and 2 are shown the non-dimensional deflections of the linear and nonlinear analyses for plate with n=1 subjected to transverse load. Not only the difference between linear and nonlinear solutions but also the fibers distributed in the outer portion of the plate may decrease the deflexion. Figure 3and 4 show the The effect of the order n on Non-dimensional Deflection w/h of the nonlinear. The Different deflections for positive and negative loadings are evident, The more fibers distributed in the outer portion of the plate with n may efficiently decrease the deflexion. Figure 5.and 6 show that higher values of stress or stress concentration appear less rigid in nonlinear, It is seen that the fiber distribution may change the stiffness and mass of the plate. In figure.7. The deflexion may be decreased by increasing the fiber volume fraction, The more fibers distributed in the central portion of the plate may efficiently decrease the deflexion the fibers distributed in the outer portion of the plate may also decrease the deflexion.

(18a) x a

Numerical results and discussion

(19b)

a q02 a 3 2 6k 4

(19c) These three equations contain three unknown quantities: C 1 , C 2 and N x0 and a numerical technique must be used to obtain a solution.

0,25

lineare non-lineare

0,20

III.I.linear analysis Wmax /h

0,15

Considering the small deformation theory, the infinitesimal strains are applicable and the nonlinear terms of the von Karman strains are neglected. By canceling the nonlinear terms of the equilibrium equation, i.e. the second term of Eq. (14), the following solution for the linear analysis is obtained:

1 1 w( x) q0 x 4 a 4 q0 a 2 x 2 a 2 24 4

0,10

n=1 (Vf)in=0.7,(Vf)out=0.25

0,05

0,00 0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5

n

q

(20)

Figure 1. Non-dimensionnel déflection vs. non-dimensionnel transverse load for n=1

130

BAKHTI KARIMA , A.TOUNSI , EA ADDA BEDIA .

lineare non lineare

0,20

0 ,4

0 ,2

/ h

n = 2 (V f)o u t= 0 %

0 ,0

0,10

Z

W maw/ h

0,15

-0 ,2

(V (V (V (V

0,05

n=1 (Vf)in=0.25,(Vf)out=0.70

-0 ,4

0,00 0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

-5

2,5

q

1 0

1 5

2 0

0 ,4

n=1 n=2 n=3

% % % 0 %

3 0

3 5

4 0

n = 2 (V f)in = 0 %

/ h

(V (V (V (V

0 ,0

Z

W max / h

2 5

5 0 5 0

0 ,2

0,1

f)o f)o f)o f)o

u u u u

t= t= t= t=

2 5 7 1

5 0 5 0

% % % 0 %

-0 ,2

0,0

-0 ,4

-0,1

- 5 0- 4 0- 3 0- 2 0- 1 0 0

(Vf)in=0.7, (Vf)out=0.25

-0,2

-2

-1

0

1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 7 0 8 0 9 0

c o n tra ite a x ia le n o n d im o n s io n n e lle

-0,3 1

Figure 6. Non-dimensional axial stress with different outer fiber volume fraction

2

n

q

Figure 3. Non-dimensional déflection vs. non-dimensionnel transverse load for various volume fraction indices.

2 ,0

n= 2

1 ,8

/ h

0,10 0,05 0,00

m a x

1 ,4 1 ,2

W

0,15

(V (V (V (V (V

1 ,6

n=1 n=2 n=3

0,20

W max / h

2 5 7 1

Figure 5. Non-dimensional axial stress with different volume fiber distribution at the plate center.

Figure 2. Non-dimensional déflection vs. non-dimensionnel transverse load for n=1

0,2

5

= = = =

c o n tra ite a x ia le n o n -d im o n s io n n e lle

n

0,3

0

f)in f)in f)in f)in

1 ,0

f)o f)o f)o f)o f)o

u u u u u

t= t= t= t= t=

0 0 .2 5 0 .5 0 .7 5 1

0 ,8

-0,05

0 ,6

-0,10

0 ,0

(Vf)in=0.25,(Vf)out=0.7

0 ,2

0 ,4

0 ,6

0 ,8

1 ,0

(V f)in

-0,15 -0,20 -2

-1

0

1

Figure 7. Non-dimensional deflexion with with different fiber distribution function.

2

n

q

Figure 4. Non-dimensional déflection vs. non-dimensionnel transverse load for various volume fraction indices.

V.

Conclusion

The nonlinear cylindrical bending of composite laminated plates with variable fiber spacing subjected to transverse loads is studied using a simple analytical solution. For the cylindrical bending problem, it is found that the plate Navier equations 131

BAKHTI KARIMA , A.TOUNSI , EA ADDA BEDIA . according to the large deflection theory can be expressed as linear equations for the deflection, leaving nonlinear boundary conditions. Deflexion and stress of composite laminated plates with variable fiber spacing , From the present results, the following conclusions can be drawn: (1) The defexion may be decreased by increasing the fiber volume fraction. (2) The more fibers distributed in the central portion of the plate may efficiently decrease the deflexion. (3) The fibers distributed in the outer portion of the plate may deflexion (4) The fiber distribution may change the stiffness and mass of the plate..

VI.

.References

[1] Meftah SA, Yeghnem R, Tounsi A, Adda bedia EA. Seismic behavior of RC coupled shear walls repaired with CFRP laminates having variable fibers spacing. Construct Build Mater 2007;21(8):1661–71. [2] Meftah SA, Yeghnem R, Tounsi A, Adda Bedia EA. Lateral stiffness and vibration characteristics of composite plated RC shear walls with variable fibres spacing.Mater Des 2008;29(10):1955–64. [3] Bouremana M, Tounsi A, Kaci A, Mechab I. Controlling thermal deformation by using composite materials having variable fiber volume fraction. Mater Des, in press. [4] Benatta MA, Mechab I, Tounsi A, Adda Bedia EA. Static analysis of functionally graded short beams including warping and shear deformation effects. Comput Mater Sci 2008;44(2):765–73. [5] Kuo S Y, and Shiau L C. Buckling and vibration of composite laminated plates with variable fiber spacing. Composite Structures 2009 (In press). [6] Agarwal B D, Broutman L J. Analysis and Performance of Fiber Composites. NY: JohnWiley and Sons; 1990.

132


Etude de la dégradation thermique du poly (N-vinylcdarbazole), PVK, modifié par des unités phtalocyanine et le calcul des paramètres cinétiques Z. Djetoui1, B. Bouzerefa2 1, 2

Faculté de technologie. Département de Génie des procédés. Université Ferhat Abbas, Sétif.

RESUME Le travail présent dans cette étude résume l’étude du comportement thermique du poly (N-vinylcarbazole) PVK modifié par un dopant: l’unité phtalocyanine. La thermostabilité de ce matériau est déterminée par la technique thermogravimétrique dynamique (ATG/DTG) et par la calorimétrie différentielle à balayage (DSC). L’objectif de ce travail consiste à mettre en relief d’une part l’influence des conditions opératoires: vitesses de chauffe, l’atmosphère environnante (oxydante ou inerte), la valeur du débit, la masse initiale de l’échantillon. D’autre part, la dépendance des méthodes numériques (différentielles ou intégrales) appliquées lors du traitement mathématique des données thermogravimétriques. A l’issu des résultats obtenus, nous avons pu mettre en évidence, l’influence de la sensibilité des méthodes différentielles (Kissinger et Chatterjee-Conrad) et intégrales (MacCallum-Tanner). Les valeurs de l’énergie d’activation et du facteur pré-exponentiel obtenues pour un ordre égale à deux, par la méthode de MacCallum-Tanner et Kissinger concordent parfaitement, cependant nous avons observé un écart important avec celle obtenue par la méthode de Chatterjee-conrad. Ceci peut être attribué aux mécanismes complexes de cessions de chaines pendant la dégradation thermique du matériau ce qui a conduit à l’obtention de différentes valeurs de l’énergie d’activation. Mots clés: Poly (N-vinylcarbazol, PNVK- Dégradation thermique, TGA ; DSC. phosphoration puis par greffage d’un agent de pigment bien connu, le 2, 9, 16, 26-Fe(III)-tétramide I. Introduction phtalocyanine [Fe(III)TaPc] en utilisant des méthodes numériques différentielles et intégrales en vue d’établir Le poly (N-vinylcarbazole) (PVK) est largement une comparaison des résultats cinétiques obtenus. Les étudié [1-4]. C’est un polymère bien connu par sa données sont issues des données thermogravimétriques stabilité thermique, ses caractéristiques physiques et dynamiques obtenues à différentes vitesses de chauffe et photoconductrices intéressantes. Sa température de varient entre 2 et 50 °C/min. transition vitreuse du deuxième ordre est la plus élevée par rapport aux autres polymères vinyliques, elle est de l’ordre de 200 °C. Le PVK a été utilisé en compétition II. Partie Expérimentale avec le sélénium en reprographie et en xérographie. Actuellement, le poly (N-vinylcarbazole) et les 2.1. Matériaux utilisés polymères relatifs contenant des unités carbazole sont particulièrement les polymères les plus importants de Le polymère utilisé est le poly (N-vinylcarbazole) transport de charge utilisés dans le cas des OLEDs. (structure 1) de type commercial dénommé (LuvicanrDonc, le PVK présente un grand intérêt en BASF), de provenance d’Allemagne. Sa masse 6 optoélectronique, en électo-luminescence, en optique moléculaire moyenne en poids Mw est de 1.6 x 10 , sa non-linéaires et dans le stockage des données densité est égale à 1.19 et sa température de transition électroniques. vitreuse est de 498 K. Le dopant est l’unité 2,9,16,23-Le dopant est l’unité La dégradation thermique des polymères est un 2,9,16,23-Fe(III)-tétramide phtalocyanine de structure phénomène très complexe, comprenant plusieurs chimique (structure 2), de masse moléculaire égale à réactions compétitives difficiles à séparer d’une part et à -1 740 g.mole . analyser d’autre part. C’est pour cette raison que nous faisons appel aux modèles mathématiques simulant les (CH-CH2)n processus de la dégradation thermique des polymères. N Le traitement cinétique est basé sur le traitement mathématique, et par conséquent sur les méthodes différentielles et intégrales développées en littérature [58]. L’objectif principal de notre étude est de calculer les Structure 1 : Poly(N-vinylcarbazole), PVK paramètres cinétiques de la thermodégradation du poly (N-vinylcarbazole), PVK, préalablement modifié par 133

Z. Djetoui , B. Bouzerefa Où

R

R = CO2H N

Dans laquelle, mi et m0 représentent respectivement les masses de l’échantillon à l’instant t et zéro.

N

N

R N

Fe

En substituant k(T) e f par leurs expressions dans

N

(1), on obtient:

N

N

R

N

E d A(1 )n e RT dt

Structure 2 : 2,9,16,23-tétracarboxy-Fe(III)-phtalocyanine

2.2. Description de préparation du poly (Nvinylcarbazole) greffé par des unités 2,9,16,23-Fe(III)tétramide phtalocyanine

dT (°C/min) et l’équation suivante: dt d 1 d , l’équation (5) peut s’écrire comme * dT ) dt

)

L’unité 2, 9, 16, 26-Fe (III)-tétramide phtalocyanine [Fe(III)TaPc] a été préparée selon la méthode de Shirai et al. [9]. La procédure de modification chimique du PVK par les unités tétramide phtalocyanine est réalisée en première étape par phosphoration du PVK suivie par greffage de molécules [Fe(III)TaPc] sur le PVK partiellement phosphoré en deuxième étape.

suit:

d A0 12 n

E

T exp 1 (6) dT ) RT Les équations (5) et (6) sont celles de base pour le calcul cinétique

2.3. caractérisation du PNVK non modifié, l’unité [Fe(III)TaPc] et [Fe(III)TaPcPNVK-P].

IV.

La caractérisation des échantillons respectifs, PVK non modifié, PVK phosphoré puis modifié: [Fe(III)TaPcPVK-P] et des unités [Fe(III)TaPc] par spectroscopie infra-rouge à transformée de Fourier, UV-visible, DSC, ATG et DTG a été réalisée dans des études antérieures [9,11].

L’analyse thermogravimétrique s’effectue en utilisant un thermoanalyseur de type Perkin Elmer Les expériences ont été réalisées sous atmosphère d’azote sec avec un débit de 40 ml/min, les échantillons de PVK modifié ayant une masse initiale égale à 3 mg, aux vitesses de chauffe suivantes : 2 ; 5 ; 7,5 ; 10 ; 20 ; 30 et 50 °C/min. Les thermogrammes et thermogrammes différentiels du poly (N-vinylcarbazole), PVK, préalablement phosphoré puis greffé par des unités Fe(III)-tétramide phtalocyanine sont représentés sur la fig. 1 (a) et (b). Il apparait que l’étape principale de la décomposition de l’échantillon greffé se situe entre 400 et 550 °C correspond probablement à la dépolymérisation et à la scission de chaîne principale de polymère. Cependant, l’étape finale de décomposition apparue entre 550 et 900°C représente le résidu des produits volatiles issus de la dégradation du PVK modifié. Pour déterminer les paramètres cinétiques des processus de la dégradation thermique de l’échantillon [Fe(III)taPc-PVK-P], les méthodes analytiques utilisées ont été appliquées dans la gamme du degré de conversion 30 - 70%.

La vitesse de réaction peut être exprimée comme le produit d’une fonction de la température, k(T), et de la conversion f () qui dépend du mécanisme réactionnel, c’est à dire de l’ordre de la réaction et de la quantité du résidu. (1)

La constante de vitesse de la réaction selon Arrhenius est décrite par:

-E

k=Aexp RT La fonction f () est définie par: f 1

n

Résultats et discussion

1. Analyse des thermogrammes (TG/DTG)

Analyse cinétique

d K(T)f () dt

(5)

Où A, E, T, R et n sont respectivement le facteur préexponentiel (min-1), l’énergie d’activation (J/mole), la température de réaction (K), la constante de gaz parfaits (R= 8,314 J.mole-1.K-1) et n l’ordre de réaction. En utilisant l’expression de la vitesse de chauffe

R

III.

est le degré de conversion donné par : m (4) 1 i m0

(2)

(3) 134

Z. Djetoui, B. Bouzerefa

TG

100

(a)

β (°C.min-1) 2.0

Tmax, exp (° C) 457.0

Tmax cal (° C) 456.0

5.0

469.0

471.0

7.5

481.0

483.0

10.0

488.0

475.0

20.0

502.0

501.0

30.0

506.0

505.0

50.0

521.0

519.0

PNVK-modifié, N2 -1

2 °C.min -1 5°C.min -1 7,5 °C.min -1 10°C.min -1 20 °C.min -1 30 °C.min -1 50 °C.min

m/m0 (%)

75

50

25

0 100

200

300

400

500

600

700

800

En appliquant l’équation de Kissinger (10) Pour n égale

900

β

1 en fonction de Tmax 2 Tmax

Température (°C)

à deux, le tracé de Ln

DTG

PNVK-modifié, N2 -1

40

2 °C.min -1 5°C.min -1 7,5 °C.min -1 10°C.min -1 20 °C.min -1 30 °C.min -1 50 °C.min

-1

d(m t/m o)/dt (%.min )

(fig. 2) donne une droite. La pente de celle-ci permet d’estimer l’énergie d’activation globale du processus de la décomposition thermique du matériau considéréégale à 225 kJ.mol-1.

(b)

50

30

20

-8

10 max

ln() /T2 )

-9

0 100

200

300

400 500 600 Température (°C)

700

800

-10

900

-11

Fig. 1: Courbes thermogravimétriques de [PNVK-PFe(III)taPc] décomposé sous atmosphère d’azote aux vitesses de chauffe suivantes : 2, 5, 7.5, 10, 20, 30 et 50 °C.min-1 : a) (TG) et b) (DTG)

-12 1,26

1,28

1,30

1,32

1,34

1,36

1,38

1,40

3

10 /Tmax

2. Méthodes numériques différentielles et intégrales utilisées pour le calcul des paramètres cinétiques

Fig. 2: Le tracé obtenu selon la méthode de Kissinger pour n égal à deux.

2.1. Méthode de Kissinger 2.2. Méthode de Chatterjee-Conrad

En utilisant l’équation de Kissinger définie par: E Eβ =nA(1-a ) nmax e- RTmax (7) RTmax

L’équation de Chatterjee-Conrad [4] pour n égal à deux est donnée par:

Par réarrangement de l’équation (7), on obtient :

β RTmax

=

E #" nA(1-a) nmax e- RT E

AR

max

(8)

(8) Le tracé de

En prenant le logarithme de l’équation (9), on obtient alors :

) AR E n 1 (10) Ln 2 Ln Lnn 1 max E RTmax Tmax

en fonction de

A partir des thermogrammes différentielles (DTG) du PNVK modifié obtenus (Figure 1), on extrait les valeurs de la température Tmax correspondants à la perte de poids maximum [d(m/m0)/dt]max. les résultats sont rassemblées dans le tableau I.

1

Tmax

donne une droite de pente (-E/R)

et on peut déduire la valeur de l’énergie d’activation E. Les résultats obtenus du PNVK modifié par cette méthode sont résumés dans le tableau II. TABLEAU II VALEURS DES PARAMETRES CINETIQUES OBTENUES DU PNVK MODIFIE SELON LA METHODE DE CHATTERJEE-CONRAD POUR n = 2.

TABLEAU I VALEURS DE TMAX DU [PNVK-P-FE(III)TAPC] EXPERIMENTALE ET CALCULEE TIREES A PARTIR DES THERMOGRAMMES DIFFERENTIELS.

135

Z. Djetoui , B. Bouzerefa β (°C/min) E (kJ.mol-1)

2.0

5.0

10.0

20

30

50

174

200

232

211

230

240

méthodes, de la gamme de conversion et principalement de l’effet catalytique engendré par le greffage des molécules phtalocyanine qui rendent le processus de la thermodégradation du matériau difficile.

References

2.3. Méthode de Mac Callum-Tanner En appliquant la Méthode de MacCallum-Tanner [1] pour un ordre n égal à deux, sous la forme:

log g() log Avec

AE (0.45 0.22E) 0.48E 0.44 βR Tx103

1. R. C. Penwell, B. N. Ganguly, T. W. Smith, Polyv(Nvinylcarbazole), A Selective Review of its Polymerisation, Structure, Properties and Electrical Characteristics, J. Polym. Sci. Macromol. Rev., 13 (1978) 63-160. 2. S. Ouro Djobo, J.C. Berneade, S. Marsillac, Poly (Nvinylcarbazole) (PVK) Deposited by Evaporation for Light Emitting Diodes Thin Films Structures, Synthetic Metals 122 (2001) 131-133.

(9)

# S. # 1 g()=-log ! + ! "1- " 1- 1-S

3 G. Champetier et L. Monnerie, Composés macromoléculaires synthétiques, In: Introduction à la chimie macromoléculaire (Paris Masson, 1969, p. 502.

(10) Où :

=1-

mi m et S= r , S est le résidu m0 mr

4. C. Melzer, Characterization of Organic Semiconductors and Optoelectronic Elements, Ph.D. these, U.G.-Netherlands, 2004

obtenu à 905 °C. m 0 et mi sont respectivement les masses de

5 J. R. MacCallum et Tanner, The Kinetics of Thermogravimetry, Europ. Polym. J., 6, (1970) 1033-1039.

l’échantillon aux temps zéro et t. Le tracé de

log 'g( )( en fonction de

6.

103 donne une T

7. H. L. Friedman, Kinetics of Thermal Degradation of Char-Forming Plastics From Thermogravimetry Application to a Phenolic Plastic, J. Polym. Sci. 6 (1964) 183-195.

droite, dont la pente permet de donner une valeur moyenne de l’énergie d’activation égale à 333.7 kJ.mole-1.

V.

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8. P. K. Chatterjee et C. M. Conrad, Kinetics of Thermal Degradation of Char Forming Plastics From Thermogravimetry Application to a Phenolic Plastic, J. Polym. Sci. 8 (1968) 183-195.

Conclusions

9. H. Shirai, A. Maruyama, K. Kobayashi, N. Hojo and K. Urushidu, Synthesis of Poly(styrene) bonded Fe(III) as well as Co(II)-4, 4', 4'',4'''-tetracarboxyphthalocyanine and their Catalase-like activity. Macromol.Chem. 181, (1980) 575-584.,

Il a été démontré dans ce présent travail que dans le cas d’un ordre de réaction égale à deux, selon la méthode intégrale de MacCallum-Tanner, l’énergie d’activation globales moyenne du processus de la décomposition thermique du PVK modifié est égale

10 J. Pielichowski, E. Morawiec, Chemical modification of poly (Nvinylcarbazole), J. Appl. Polym. Sci., 20 (1976) 1803.

-1

à E = 333.7 kJ.mole . En le comparant à celles obtenues par la méthode de Kissinger et de Chatterjee-Conrad égales respectivement à 225 et 215.55 kJ.mole-1, on peut signaler que les méthodes intégrales ou différentielles sont très sensibles pour une gamme de conversion précise. Ceci pourrait être expliqué par la sensibilité des

11. B. Bouzerafa, Etude du Comportement Thermique du Poly (Nvinylcarbazole) Gréffé par Fe (III)-2,9,16,23-Tetramide Phtalocyanine, thèse doctorat d’état, Université de Sétif, Algérie, 2005

136


Synthèse et caractérisation d’un nouveau matériau à base des polymères cellulosiques modifiés par copolymérisation radicalaire- Application en environnement Dj. Ghemati1, Dj. Aliouche2 1,2

Laboratoire de Traitement et Mise en Forme des Polymères, F.S.I., Université M. Bougara, Boumerdes, 35000, Algérie.

RESUME L'augmentation des coûts et les considérations environnementales liées à l'utilisation des matériaux commerciaux, a induit des travaux de recherches significatifs visant à développer des nouveaux matériaux de faible coût, dérivés des ressources renouvelables. Dans ce contexte, les avantages d'utiliser la cellulose comme base pour la conception de nouveaux matériaux adsorbants sont liés principalement à sa large abondance, son faible coût et à la facilité relative avec laquelle elle peut être modifiée chimiquement. La capacité des cyclodextrines à faciliter l’inclusion de molécules chimiques peut être exploitée pour obtenir de nouveaux matériaux greffés avec des performances particulières. Pour cela une nouvelle approche est proposée pour clarifier l’avantage de la cyclodextrine, et la cellulose a été modifiée chimiquement par greffage de la β-cyclodextrine, puis l’étude de l’adsorption des colorants synthétiques (basique, acide, réactif) et des composés aromatiques (le phénol et L’hydroquinone) à différents pH a été étudie. Le greffage est initié par les ions cériques et confirmé par analyse infrarouge (FTIR) et MEB. Les expériences d’adsorption d’équilibre ont été réalisées dans des solutions aqueuses avec un temps d’équilibre de 24 heures. Nos résultats indiquent la formation d’une liaison chimique permanente entre la βcyclodextrine et le matériau. Les polymères cellulosiques peuvent être efficacement modifiés sans changement significatif dans les propriétés structurales. Les résultats d’adsorption montrent l’aptitude des échantillons traités à fixer les polluants organiques.

Mots clés: cellulose; greffage, supramolécule; polluants aromatiques; adsorption L’essentiel des efforts de recherche a été réservé à des tentatives pour transformer les polymères en produits biocides et en matériaux doués d’une grande capacité d’absorption et d’adsorption, la plupart de ces travaux ont impliqué l’usage de l’enduction, le greffage, l’imprégnation, ou la technologie des mélanges. L'augmentation des coûts et les considérations environnementales liées à l'utilisation des matériaux commerciaux, a induit des travaux de recherches significatifs visant à développer des biomatériaux de faible coût, dérivés des ressources renouvelables. Dans ce contexte, les avantages d'utiliser la cellulose comme base pour la conception de nouveaux matériaux adsorbants sont liés principalement à sa large abondance, son faible coût et à la facilité relative avec laquelle elle peut être modifiée [2]. L'utilité des complexes CD-polymères a été reconnue pour beaucoup d'applications, telles les industries alimentaires, pharmaceutiques, le traitement des effluents industriels. Ces opérations utilisent la propriété des cyclodextrines de former des complexes d'inclusion avec divers composés, particulièrement les composés aromatiques [3]. Parmi les différentes techniques, c’est certainement le greffage qui permet le mieux de fonctionnaliser la cellulose. La méthode de greffage par copolymérisation a gagné une grande importance dans la modification des propriétés physiques et chimiques de la cellulose [4,5].Le greffage est rendu possible suite à la

I. Introduction Le phénol est un composé organique aromatique, il est toxique par ingestion, par contact ou par inhalation et il détruit les microorganismes aquatiques. Il possède une odeur acre caractéristique et un contact donnant une vive sensation de brûlure. Le phénol et ses dérivés sont présents dans les rejets de plusieurs secteurs industriels, telles les raffineries de pétrole, les industries chimiques ou les processus de traitement du bois. Il est principalement utilisé en synthèse organique; Pour ces raisons, le phénol et ses dérivés se trouvent parmi les polluants les plus communs dans les eaux résiduaires industrielles. Cependant, même à des concentrations très faibles, le phénol confère à l'eau un goût et une odeur désagréables, c'est pourquoi il s'avère nécessaire de développer et mettre en œuvre des méthodes efficaces de traitement des eaux usées phénoliques. Le phénol et ses composés sont habituellement éliminés par adsorption ou par des traitements biologiques [1]. Pour réduire ou supprimer les nuisances des produits phénoliques contenus dans les eaux, plusieurs méthodes ont été développées. Parmi celles-ci on peut citer les méthodes biologiques, les méthodes chimiques ou celles électrochimiques. A l’heure actuelle, il est important de modifier les propriétés d'un polymère selon des caractéristiques sur mesure conçues pour des applications cibles. 137

Dj. Ghemati, Dj. Aliouche atmosphère inerte pendant une heure à une température constante. Finalement l’échantillon est lavé soigneusement avec de l’eau distillée pour éliminer les produits non réagis, neutralisé avec une solution aqueuse de Na2CO3, lavé une seconde fois à l’eau, et enfin dans l’eau bouillante pendant 30min, et séché à 110°C pendant une heure. Le taux de greffage est mesuré gravi métriquement à partir de la relation suivante: % Greffage = (Wg - W0) x 100/W0 (1)

croissance d’une chaîne de polymère sur les sites actifs de la chaîne de la cellulose. Dans ce travail la cellulose fibreuse a été modifiée chimiquement par greffage de la β-cyclodextrine traitée auparavant par le N-méthylol acrylamide puis utilisée en adsorption des colorants (réactif, acide, basique) et les composés aromatiques (le phénol et l’hydroquinone) à différent pH. La cellulose fonctionnalisée a été caractérisée par analyse infrarouge (FTIR), et le MEB, elle a donné des résultats intéressants en adsorption des polluants organiques.

Où W0 et Wg représentent respectivement le poids de l’échantillon avant et après greffage.

II. Procédure Expérimentale

II.3. Mesure de l’Adsorption des Colorants

II. 1. Matériels

Pour les expériences d’adsorption d’équilibre, une quantité connue de cellulose est immergée dans la solution aqueuse du colorant pendant 24 heures dans un flacon fermé et régulièrement agité à une température de 23°C. . La concentration du colorant est mesurée sur un spectrophotomètre UV/visible Shimadzu U-1202. Chaque essai est répété trois fois dans des conditions identiques. La quantité adsorbée à l’équilibre qe (g/kg) est déterminée comme suit: qe = (C0 – Ce)V/W (g/kg) (2) Où C0 et Ce sont les concentrations initiale et à l’équilibre de la phase liquide (g/m3), V le volume de la solution (m3) et W le poids de cellulose (kg).

- La pulpe de cellulose employée est du type BIOFLUFF TD: pâte Kraft traitée à base d’un mélange de rondins de pin maritime et de déchets de scierie. Aspect physique: fibres courtes blanches et brillantes, population: 4.106 fibres /g. Longueur des fibres: 2,2mm, Masse linéique: 30mg/100m, taux d’humidité conventionnel: 7%, teneur en α- cellulose: >85%. Densité (cellulose): 1,50g/ cm3. - La β-Cyclodextrine hydratée C42H72O36.H2O (Aldrich), l’acide formique (Merck), le carbonate de sodium (Merck), l’acétone (Panreac) et le Nitrate d’ammonium cérique (Aldrich). Le N-méthylol acrylamide (Aldrich) - Bleu de méthylène, Méthyle Orange, colorant réactif (Aldrich), phénol et l’hydroquinone(Aldrich).

III. Résultats et Discussion Le taux de greffage obtenu est 39,2 ±2 % pour la cellulose-g-CDNMA, le résultat a été corroborés par analyse infrarouge.

II.2. Procédure de Synthèse Le greffage est réalisé en deux étapes: d’abord la synthèse de la cyclodextrine acrylamidométhylée (CDNMA), ensuite greffage du complexe obtenu sur la cellulose:

III.1. Caractérisation par FTIR Le greffage est confirmé à travers l’apparition de nouvelles bandes caractéristiques des complexes monomères sur les spectres de la cellulose greffée (Fig.1). Les bandes à 1028-1033 cm-1 et 1157,2 cm-1 représentées sur la Fig.1(a) sont caractéristiques de la cyclodextrine (C-O-C), ces mêmes bandes sont observées sur le spectre de la cellulose-g-CD-NMA/IC (c), ce qui confirme le greffage. Ces bandes ont été observées également par B. George et al [6] et J-T. Zhang et al. [7]. La bande à 1647 cm−1 illustrée sur la Figure.1(a) caractéristique des groupements carbonyles (C=O), confirme la fixation du N-méthylolacrylamide sur la cyclodextrine. L’apparition de la bande à 945 cm−1; caractéristique des groupements alcènes monosubstitués (trans) indique la formation du complexe CDNMA dans le spectre (a), et sa disparition dans le spectre (c) confirme le greffage du CDNMA sur le support cellulosique.

II.2.1. Synthèse du CD-NMA Une quantité connue de β-cyclodextrine est mélangée à une solution aqueuse de N-Méthylol Acrylamide dans un ballon Bicol équipé d’un réfrigérant et un thermomètre. Ensuite on ajoute une quantité d’acide formique comme catalyseur et la réaction est conduite à une température constante pendant 30 mn sous agitation. La réaction est stoppée par addition d’acétone et le mélange est stocké à 5°C pendant 24 h pour une précipitation complète du CDNMA. II.2.2. Greffage du CD-NMA sur la Cellulose Le greffage du CD-NMA sur le support cellulosique est réalisé sous atmosphère inerte dans un ballon Bicol équipé d’un réfrigérant. L’échantillon cellulosique est mélangé à une solution de nitrate d’ammonium cérique dans HNO3, puis on barbote N2 pendant 20 min sous agitation magnétique. Ensuite une quantité connue de CD-NMA est additionnée et le mélange est agité sous 138

Dj. Ghemati, Dj. Aliouche

(

et la formation d'une multicouche n'étant pas possible [8]. La forme de l'isotherme présentée dans la Figure.4 est indicative d'une affinité élevée entre la surface de l’adsorbant (cellulose-g-CDNMA) et les molécules du colorant réactif. La plupart des isothermes d'adsorption des colorants réactifs reportés dans la littérature sont des isothermes de type L2 [9-11]. Les molécules anioniques du colorant réactif sont favorablement adsorbées à la surface du polymère préférentiellement aux molécules du solvant; le processus d'adsorption se prolonge jusqu'à ce que la concentration superficielle atteigne une valeur maximum. En outre, la formation de multicouches de l'adsorbant n’est pas possible à cause de la répulsion électrostatique entre les molécules adsorbées et ceux en solution.

c)

(b) (a) 400

350

300

250

200

150

100

50

Wave number Fig.1. Spectre FTIR de CDNMA (a), cellulose (b) et CDNMA/IC greffe cellulose(c)

III.2. Caractérisation par le MEB

2 0

Nous avons observé les changements induits par le processus de greffage sur la morphologie des fibres. Les fibres non traitées représentées sur la Figure.2 montrent une surface composée de fibrilles, Les fibres sont typiquement aplaties, en forme de ruban, avec une structure fibrillaire irrégulière. Les fibrilles externes sont probablement les éléments de surplus de la couche primaire de la cellulose. Dans la Figure.3, on peut observer un enduit de couche de polymère sur les fibres greffées, ces fibres deviennent plus épaisses et plus rondes.

pH=3 1 6

Qe (g/Kg)

pH=6 1 2

pH=11

8

4

0

2

4

6 Ce (g/m3)

8

10

Fig.4. Equilibre d’adsorption du colorant réactif sur les fibres de cellulose-g-CDNMA

Les données expérimentales ont été corrélées aux modèles bien connus de Langmuir et Freundlich dont les équations des transformées linéaires sont présentées ci-dessous: Ce a 1 L C Langmuir (3) qe K L K L e

Fig.2. Micrographie des fibres de cellulose écrues

Freundlich

ln q lnK F

e

1

nF

ln Ce

(4)

Où Ce (g/m3) et qe (g/Kg) représentent respectivement la concentration de la phase liquide et la concentration de la phase solide de l'adsorbant à l'équilibre; K L (g/m3) et aL (g/m3) sont les constantes de l'isotherme de Langmuir; KL représente la constante d'adsorption à l'équilibre, des valeurs plus élevées de KL sont indicatives d'un processus d'adsorption favorable [12]: Dans la relation (4) KF est la constante de Freundlich (g/m3) et 1/nF est le facteur d'hétérogénéité de la surface. 1/nF mesure la déviation de l'adsorption par rapport à la linéarité, une valeur entre 0 et 1 indique le degré de non linéarité entre la concentration de la solution et l'adsorption. Plus la surface est hétérogène et plus la valeur de 1/nF proche de 0 [13-14].

Fig.3. Micrographie des fibres de la cellulose-g-CDNMA

III.3. Adsorption des Colorants La forme des isothermes indique un comportement de type L2 selon la classification de C. Giles et D. Smith. Dans les isothermes de type L2, l'adsorption du corps dissout à la surface de l'adsorbant se prolonge jusqu'à l’établissement d’une couche monomoléculaire; 139

1 2

Dj. Ghemati, Dj. Aliouche méthylène porte une charge positive dans sa structure et il est apolaire, ce qui favorise les interactions avec la cavité interne de la cyclodextrine, en plus le poids moléculaire le plus faible du bleu de méthylène confirme probablement la sélectivité de la cyclodextrine pour les molécules hôtes.

L’examen des résultats des régressions suggère que le modèle de Freundlich (avec R> 0.97) montre une corrélation bien meilleure que le modèle de Langmuir. En solution aqueuse, les colorants réactifs anioniques portent une nette charge négative due à la présence des groupements sulfonate (SO3-), leur adsorption se réduit lorsque le pH augmente. Une large diminution de la capacité d'adsorption est donc observée pour notre colorant dans les conditions d’un milieu fortement basique. Ceci est confirmé par la diminution de la valeur de la constante K L qui indique un processus d’adsorption moins favorable lorsque le pH augmente. Cette large réduction de l'adsorption du colorant réactif dans des conditions fortement basiques peut être attribuée à la répulsion électrostatique entre la cellulose chargée négativement et les molécules de colorant déprotonées. Un comportement similaire de l’adsorption des colorants en fonction du pH a été rapporté dans la littérature [15, 16]. Par rapport au colorant réactif l’adsorption du méthyle orange est réduite à 30 % sur la cellulose écrue et à 60 % sur la cellulose greffée. Bien que le méthyle orange présente moins d’affinité pour la cellulose greffée, les paramètres de corrélation de Langmuir indiquent un processus favorable. Le méthyle orange est un colorant anionique il présente un même comportement que le colorant réactif, ainsi à un pH>3 la capacité d’adsorption diminue de manière drastique (de plus de 30% à pH 11), ceci est également confirmé par la diminution de la valeur de la constante KL qui indique un processus d’adsorption moins favorable lorsque le pH augmente.

III.4. Adsorption des Composés Aromatiques Le comportement est complètement différent de celui des colorants, on obtient des isothermes de type S dans la classification de Giles. L’allure initiale des courbes montre que l'adsorption devient plus facile quand la concentration augmente. Cette isotherme indique apparemment une tendance pour que les grandes molécules adsorbées s'associent plutôt qu’elles restent en unités isolées. Ainsi, les phénols monohydriques donnent habituellement des courbes de type S, particulièrement quand ils sont adsorbés sur un substrat polaire, à partir d'un solvant polaire tel que l'eau ou l'éthanol, mais pas d'un solvant non polaire tel que le benzène qui n’entre pas en concurrence pour les sites d'adsorption [17]. Les courbes obtenues montrent un long plateau puis une brusque croissance de l’adsorption, aucun des deux modèles utilisés précédemment n’a pu décrire les isothermes obtenues. 16 pH

pH

R

RL

ΔGads (KJ)

pH=

Qe

8 4

TABLEAU.I. PARAMETRES DE L’ISOTHERME DE LANGMUIR POUR L’ADSORPTION DU COLORANT REACTIF PAR LA CELLULOSE-G-CDNMA KL

pH=

12

0

2

4

6 Ce

8

10

Fig.5. Equilibre d’adsorption du Phénol sur les fibres de cellulose-gCDNMA (T=25°C; C0=0,20g/l)

3

3,813

0,947

0,977

-3,32

6

7,204

0,770

0,954

-4,89

IV. Conclusion

11

1,684

0,967

0,975

-1,29

Les fibres cellulosiques traitées dans le but d’augmenter leur capacité d’adsorption peuvent êtres des matériaux efficaces dans l’adsorption des colorants synthétiques et les composés aromatiques de l’eau, elles doivent être régénères après un cycle d’usage. L’apport de la CDNMA améliore la capacité d’adsorption des fibres par inclusion des molécules du colorant dans la cavité de la β-CD. La cellulose écrue sans β-cyclodextrine exhibe de plus faibles capacités de sorption. Dans ce cas, l'adsorption est basée seulement sur la présence d’une adsorption physique dans le réseau du polymère et sur la formation de liaisons hydrogène entre les groupes hydroxyalkyles du polymère et le colorant. Pour la cellulose-g-CDNMA, qui renferme les molécules de cyclodextrine, une nette augmentation de la capacité de sorption est observée. Ceci montre que les molécules de cyclodextrine contribuent largement au mécanisme d’adsorption par

TABLEAU.II. PARAMETRES DE L’ISOTHERME DE FREUNDLICH POUR L’ADSORPTION DU COLORANT REACTIF PAR LA CELLULOSE-G-CDNMA pH

KF

1/nF

RF

3

3,289

0,915

0,997

6

5,771

0,900

0,975

11

1,422

0,806

0,994

Le Bleu de méthylène est un colorant cationique de nature basique, il montre une capacité d’adsorption proche de celle du colorant réactif. Comparativement, l’adsorption du méthyle orange est faible par rapport au bleu de méthylène; cela est dû de prime abord au type du colorant. Comme colorant cationique le bleu de 140

Dj. Ghemati, Dj. Aliouche la formation de complexes d'inclusion. En particulier, le procédé d'inclusion est influencé par la forme, la taille et la polarité des molécules hôtes. L’adsorption sur des polymères modifies est un procédé de choix pour l’élimination des composés organiques de l’eau, et donc utile pour la protection de l’environnement, en particulier, l’adsorption est un processus efficace pour éliminer les colorants de l’eau.

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141


Comportement à la corrosion d’un acier doux dans le milieu HCl à 0,5M en présence de l’extrait de la plante d’ortie A. ZAABAR1, R. AITOUT1, L. MAKHLOUFI1, K. BELHAMEL2 1.

2.

Laboratoire de Technologie des Matériaux et de Génie des Procédés, équipe électrochimie et corrosion et Hydrométallurgie, Département Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Abderrahmane MIRA, Béjaïa, Algérie Laboratoire des Matériaux Organiques, Département Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université Abderrahmane MIRA, Béjaïa, Algérie

RESUME L’utilisation d’inhibiteurs est un des moyens qui permettent d’augmenter la durabilité et la fiabilité des matériaux, de pérenniser les structures et de conserver l’aspect et la qualité du neuf contre la corrosion. Or, la plupart de ces inhibiteurs sont toxiques ou cancérogènes et nuisibles à l’environnement. Plusieurs chercheurs se sont intéressés à la recherche de nouvelles voies d’inhibition de la corrosion basées sur les extraits de plantes plus respectueuses de l’environnement pour la protection des métaux. Ce travail décrit ici une étude que nous avons développée dans le domaine de l’inhibition de la corrosion de l’acier doux en milieu acide par un nouvel inhibiteur issu de l’extrait de la plante d’Ortie (noté E1). Cette étude a été réalisée par des techniques électrochimiques et gravimétriques. L’efficacité d’inhibition augmente avec la concentration et atteint 86 % à 0,3 g L-1. Les données de polarisation indiquent que l’inhibiteur testé et de type cathodique. L’adsorption de E1 sur la surface de l’acier doux dans HCl 0,5M suit l’isotherme d’adsorption de Langmuir. L’étude de l’effet de la température (20 – 80 °C) sur le comportement de l’acier doux dans le milieu HCl 0,5M en absence et en présence de 0,3 g L-1 de l’inhibiteur montre que l’efficacité inhibitrice reste stable dans cet intervalle de température. Les énergies d’activation correspondantes en absence et en présence de E1 ont été également déterminées.

Mots clés: Corrosion, acier doux, inhibiteur de corrosion, ortie. I.Introduction L’utilisation des inhibiteurs est l’une des méthodes usuelles de la protection des matériaux métalliques contre la corrosion en milieux acides. Parmi ces applications industrielles, nous pouvons citer le décapage et le détartrage acide, la stimulation des puits de pétrole et les circuits fermés. En raison de l’agressivité de la plupart des solutions acides, des inhibiteurs sont généralement employé pour stopper ou réduire l’attaque corrosive des matériaux métalliques. Les données existantes montrent que la plupart de ces inhibiteurs sont des substances minérales tels que les chromates, les nitrites, les sulfures, les phosphates, les polyphosphates [1,2] et des substances organiques. L’inconvénient principal est que la plupart de ces inhibiteurs sont toxiques, ou cancérigènes et nuisibles à l’environnement même si leur efficacité inhibitrice est bonne. Les nouvelles directives mondiales concernant les rejets industriels étant de plus en plus sévères en terme d’écologie. La mise au point d’inhibiteurs de corrosion éco-compatibles et biodégradables devient de nos jours un enjeu important, c’est en particulier pour cette raison, mais également pour leurs propriétés inhibitrices remarquables, que plusieurs groupes de chercheurs se sont intéressés à l’utilisation des produits naturels non toxiques comme inhibiteurs de corrosion [3-8]. Ces produits sont utilisés sous forme d’extraits bruts ou sous forme d’huiles

essentielles solubles dans les milieux corrosifs. L’avantage de ces composés naturels est qu’ils sont faciles à utiliser, peu chers et non toxiques pour le manipulateur et l’environnement. Nous citons les huiles du romarin [9,10], du ginkgo [11], du clou de girofle [12], de menthe pulegone [13], henné, pyrrolidine, irniine, thym [14-17], gingembre [18], des extraits du figuier de barbarie (opuntia) [19] et le miel naturel comme inhibiteur de corrosion de l’acier [20]. Les huiles essentielles sont connues et utilisées depuis plus de 7000 ans. Issues de la nature et créées par elle, elles sont constituées exclusivement des molécules terpéniques odorantes volatiles contenues dans les organes producteurs des plantes et arbres aromatiques. Le but de ce travail est l’étude de l’inhibition de la corrosion d’un acier doux en milieu HCl 0 ,5M par l’extrait de la plante d’ortie, obtenu par macération dans le mélange eau-méthanol, par des mesures électrochimiques et gravimétriques.

II. Conditions expérimentales La composition de l’acier doux est donnée dans le tableau I.

142

TABLEAU I ANALYSE TYPIQUE DE L’ACIER UTILISE.

Elément

Fe

Mn

Al

C

Si

Teneur (%)

98

0,94

<1

0,31

0,2

III. Résultats et Discussion III.1. Etude gravimétrique L’étude de l’action inhibitrice d’E1 sur la corrosion de l’acier dans le milieu HCl 0,5 M par gravimétrie a été effectuée à la température ambiante pour une durée d’immersion de 12 jours. L’efficacité inhibitrice (η%) de E1 est calculé à partir de la relation suivante :

#W Wi 100 " W

+% !

(1)

où W et Wi représente, respectivement, la perte de poids de l’acier en milieu HCl 0,5M sans et avec addition de E1. La perte de poids et l’efficacité inhibitrice pour différentes concentrations de E1 sont illustrées, respectivement, sur la figure 1 (a) et 1 (b).

0 g/l 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

2

0,20 0,15 0,10 0,05 0,00

0

2

4

6 8 Temps, jours

10

12

100 80

+ (%)

La solution corrosive est une solution HCl 0,5M, obtenue par dilution de l’acide concentré à 37 % avec de l’eau distillée. L’inhibiteur vert étudié est extrait par macération en mélangeant 10 g de la poudre sèche d’ortie avec 50 mL de méthanol et 50 mL d’eau distillée et nous l’avons laissé macéré pendant 72 heures. Par la suite, nous l’avons filtré pour éliminer toutes suspensions. La concentration de l’extrait est déterminée en portant 10 mL de filtrat à évaporation et le résidu obtenu est pesé [21]. Avant chaque expérience un volume de la solution de HCl 4M est ajouté à un volume approprié de l’extrait et de l’eau distillée afin d’obtenir une solution de HCl 0,5M et une concentration donnée de l’extrait. Dans le cadre de notre étude l’inhibiteur est ajouté dans une gamme de concentrations comprises entre 0,03 g L-1 et 0,5 g L-1, en vue de déterminer la concentration optimale. L'électrode de travail utilisée dans cet étude est sous forme de plaque rectangulaire de dimensions 1 cm × 2 cm × 0,09 cm (pour les essais gravimétriques et l'analyse de surface) et sous forme d’un disc cylindrique de surface 0,785 cm2 (pour les mesures électrochimiques). Avant toute mesure, les échantillons subissent un polissage au papier abrasif de granulométrie décroissante allant jusqu’au 1200 suivi d’un lavage à l’eau distillée et un séchage à l’air. Le dispositif expérimental utilisé pour le tracé des courbes de polarisation est un potentiostat/galvanostat PGP 201. Les courbes intensité-potentiels sont obtenues en mode potentiodynamique avec une vitesse de balayage de potentiel de 60 mV/min. Avant le tracé des courbes, l’électrode de travail est maintenue à son potentiel libre de corrosion pendant 20 min. Une cellule à trois électrodes a été utilisée. L’électrode de référence est une électrode au calomel saturée (ECS) et l’électrode auxiliaire est en platine. Le volume d’électrolyte est de 100 mL.

Perte de poids(g/cm )

A. ZAABAR, R. AITOUT, L. MAKHLOUFI, K. BELHAMEL

60 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

40 20 0

0

2

4 6 8 Temps, jours

10

12

Fig. 1. Variation (a) de la perte de poids et (b) de l’efficacité inhibitrice en fonction de la concentration de E1 en milieu HCl 0,5M.

L’analyse des résultats présentés sur la fig. 1 (a) montre clairement que E1 possède d’excellentes propriétés inhibitrices de la corrosion de l’acier en milieu HCl 0,5 M. Nous remarquons que l’efficacité inhibitrice (fig. 1 (b)) croît avec la concentration en inhibiteur et atteint une valeur maximale de 93,4 % en présence de 0,3 g L-1 de E1. III.2. Etude électrochimique L’évaluation de l’efficacité inhibitrice, déterminée par la perte de poids, ne permet pas d’accéder aux mécanismes mis en jeu lors de la corrosion. Cependant, les techniques électrochimiques (courbes de polarisation, spectroscopie d’impédance électrochimique,…) constituent une méthode plus complète puisqu’elles étudient la base même du phénomène de corrosion. L’aspect quantitatif de ces techniques permet d’accéder à des vitesses de réaction et à des valeurs de paramètres physiques décrivant l’état du système (capacité de double couche, résistance de transfert de charge,…). III.2.1. Suivi du potentiel de corrosion en fonction du temps Avant d’étudier de manière approfondie le comportement à la corrosion de l’acier, il est intéressant de suivre d’abord l'évolution de son potentiel d'abandon en fonction du temps dans des solutions de HCl contenant diverses quantités d’inhibiteur. En effet, les valeurs mesurées de ce potentiel résultent des réactions qui se déroulent à l'interface métal/solution. Les courbes obtenues pour une durée d’immersion de 3 heures et pour les différentes concentrations en inhibiteur sont reportées sur la figure 2. A titre de comparaison, la courbe obtenue

143

A. ZAABAR, R. AITOUT, L. MAKHLOUFI, K. BELHAMEL dans le milieu d’étude sans inhibiteur est également présentée.

i /mA cm

-2

150 -420

E/mVECS

-440

-480 -500 -520

50

0 g/l 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

-460

0

100

0 g/l 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

0 -500 -400 -300 -200 -100 E /mVECS

30 60 90 120 150 180 210 240 270 Temps/minutes

0

100 200

Fig. 3. Courbes (a) cathodique et (b) anodique obtenue sur l’acier à w=500 tr.mn-1 dans HCl 0,5M avec et sans inhibiteur.

Fig. 2. Evolution du potentiel de corrosion de l’acier en fonction du temps dans HCl 0,5M à différentes concentrations en E1. w=500 tr.mn 1 .

Nous constatons que l’addition de E1 déplace le potentiel de corrosion vers des valeurs de plus en plus négatives. Cette variation qui reflète une augmentation de la surtension cathodique est due à la formation d’une couche protectrice à la surface de l’acier qui ralentirait la réaction de réduction de proton. Nous confirmons ici aussi la valeur de la concentration optimale de E1 qui est égale à 0,3 g L-1 qui donne une valeur de surtension la plus élevée; donc une meilleure protection. III.2.2. Mesures voltampérométriques Les résultats obtenus, en présence et en absence d’inhibiteur E1, sont présentés en figure 3 (a) pour les polarisations cathodiques et en figure 3 (b) pour les polarisations anodiques.

A l’examen de ces courbes, il apparait que l’adjonction de l’inhibiteur E1 au milieu entraîne une diminution importante des densités de courant cathodique par rapport à la solution exempte d’inhibiteur et de manière moindre les courants anodiques. Nous enregistrons la diminution maximale des courants cathodique et anodique quand la teneur du bain en inhibiteur est de 0,3 g/l; valeur optimale trouvée plus haut. Ainsi, cet inhibiteur vert peut être considéré comme un inhibiteur mixte, avec une prédominance cathodique. Les paramètres électrochimiques tirés de ces courbes sont donnés dans le tableau II. L’efficacité inhibitrice du composé est définie par la relation : inh # icorr icorr 100 " icorr

+% !

(2)

inh icorr et icorr représente les densités de courant de

corrosion, respectivement, sans et avec inhibiteur. Les valeurs des densités de courant de corrosion ( icorr )

0

et l’efficacité d’inhibition η(%), tirées des courbes de Tafel non tracées ici, pour différentes concentrations en inhibiteur en milieu HCl sont reportées dans le tableau II. Au vu des résultats obtenus, nous pouvons remarquer que l’addition de E3 se traduit systématiquement par une diminution des densités de corrosion. La protection de la corrosion est maximale à la concentration seuil de 0,3 g/l avec une efficacité assez marquée de l’ordre de 87 %.

i /mA cm

-2

-20 -40 -60

0 g/l 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

-80 -100 -120 -140 -1200

-1000

-800 E /mVECS

-600

-400

TABLEAU II VARIATION DES DENSITES DE CORROSION ET DE L’EFFICACITE INHIBITRICE DE E1 A DIFFERENTES CONCENTRATIONS.

144

+ (%)

Concentration de l’inhibiteur (g L-1)

(mA.cm )

0

1,26

-

0,03

0,33

73,81

0,08

0,28

77,78

0,1

0,22

82,54

0,3

0,17

86,51

0,5

0,27

78,57

icorr -2

A. ZAABAR, R. AITOUT, L. MAKHLOUFI, K. BELHAMEL III.2.3. Mesure d’impédance électrochimique Des mesures d’impédance électrochimique sont effectuées au potentiel d’abandon dans le milieu corrosif en régime linéaire avec un signal sinusoïdal d’amplitude de 10 mV sur un domaine de fréquence de 100 kHz à 10 mHz, pour caractériser le comportement électrochimique de l’acier. Les spectres d’impédance, en représentation de Nyquist, obtenus au potentiel de corrosion pour différentes concentrations en inhibiteur (figure 4) montrent que les tailles des boucles capacitives, augmentent avec la concentration en inhibiteur. Ce type de diagramme est généralement interprété comme un mécanisme de transfert de charge sur une surface inhomogène [22-29]. Les valeurs des résistances de transfert, déterminées à partir des limites basses fréquences sur les diagrammes de Nyquist, confirment un pouvoir protecteur satisfaisant à partir de 0,3 g L-1 en inhibiteur. En présence de l’extrait d’Ortie E1, nous observons que les valeurs de la résistance Rt augmentent avec l’augmentation de la concentration en inhibiteur jusqu’à la valeur optimale de 0,3 g/l. Ceci confirme que l’efficacité de E1 est plus élevée à la concentration seuil de 0,3 g/l, en accord avec les résultats électrochimiques stationnaires. Nous remarquons que l’ajout de E1 n’influe pas sur la résistance de l’électrolyte.

L’efficacité inhibitrice de corrosion de l’acier déduite de cette méthode SIE est calculée à partir de Rt selon la relation:

+ (%) où

Rtinh Rt 100 Rtinh

(4)

Rt , Rtinh sont respectivement les valeurs des

résistances de transfert de charges de l’acier après immersion sans et avec addition de l’inhibiteur. Ces valeurs sont reportées dans le tableau III. En absence d’inhibiteur, la faible valeur de la résistance de polarisation Rt obtenue témoigne de la corrosion de l’acier. La valeur élevée de la capacité

Cdl peut être

attribuée à la présence d’une couche poreuse et conductrice de produits de corrosion formée sur la surface de l’électrode pendant son maintien au potentiel de corrosion [30]. En présence de l’extrait d’Ortie E1, nous observons que les valeurs de la résistance Rt augmentent avec l’augmentation de la concentration en inhibiteur jusqu’à la valeur optimale de 0,3 g/l. Ceci confirme que l’efficacité de E1 est plus élevée à la concentration seuil de 0,3 g/l, en accord avec les résultats électrochimiques stationnaires. Nous remarquons que l’ajout de E1 n’influe pas sur la résistance de l’électrolyte. TABLEAU II

100

0 g/l 0,03 g/l 0,08 g/l 0,1 g/l 0,3 g/l 0,5 g/l

80 60 40

10 mHz

100 KHz

-Zim(ohm cm²)

PARAMETRES CARACTERISTIQUES OBTENUS A PARTIR DES DIAGRAMMES D’IMPEDANCE POUR L’ACIER IMMERGE DANS LA SOLUTION CORROSIVE EN ABSENCE ET EN PRESENCE DE E1.

Concentration de l’inhibiteur (g L-1)

Re

Rt

Cdl

(ohm.cm-2)

(ohm.cm-2)

(mF.cm-2)

0

5,37

71,88

0,220

0,03

5,07

113,42

0,140

20

0,08

5,81

114,65

0,139

0

0,3

5,81

137,25

0,102

0,5

5,44

121,78

0,134

0

20

40

60

80

100 120 140

ZRE(ohm cm²)

Les variations de la résistance de transfert et de la capacité de double couche en fonction de la concentration en inhibiteur sont représentées sur la figure 5.

L’extrapolation des boucles capacitives sur l’axe des réels a permis d’estimer la résistance de transfert ( Rt ) et

140 0,22

1 (3) Cdl 2 , f max Rt où f max est la fréquence pour laquelle la partie

0,20

120

-2

2

utilisant l’équation:

Rt (ohm.cm )

de calculer ensuite la capacité de double couche ( Cdl ) en

Cdl (mF.cm )

Fig. 4. Diagrammes d’impédance électrochimique relevés au potentiel de corrosion dans la solution en présence de différentes concentrations en inhibiteur. w=500 tr.mn -1

0,18 0,16

Rt Cdl

100

0,14 0,12

80

0,10

imaginaire de l’impédance est maximale.

0,0

0,1 0,2 0,3 0,4 Concentrations (g/l)

0,5

Fig. 5. Variation de la capacité de double couche et de la résistance de transfert en fonction de la concentration de E1 dans HCl 0,5M.

145


Cdl

La variation décroissante de

témoigne de

l’adsorption de E1 sur la surface de l’électrode, ce qui fait varier sa rugosité et sa charge. Nous notons néanmoins que d’un point de vue qualitatif, cette méthode d’impédance aussi suit les mêmes variations que celle trouvées par les méthodes stationnaires. III.3. Étude de l’isotherme d’adsorption Les isothermes d'adsorption sont très importantes pour l'arrangement du mécanisme des réactions électrochimiques des métaux [31]. Les isothermes les plus fréquemment utilisées sont Langmuir, Frumkin, Temkin, Parsons, etc. [32]. Le taux de recouvrement à différentes concentrations de l’inhibiteur dans HCl 0,5M ont été évalués à partir des droites de Tafel.

0,7 0,6

La seule courbe dont la variation est linéaire avec un coefficient de corrélation égale 0,997 est celle donnant

Cinh

-

&en fonction de la concentration en inhibiteur.

Cela montre que l’adsorption de E1 sur la surface de l’acier en milieu HCl suit bien l’isotherme d’adsorption de Langmuir. III.4. Étude de l’influence de la température La température du milieu corrosif est un facteur pouvant modifier l’efficacité inhibitrice de ce dernier. Compte tenu de l’importance de ce facteur, nous avons effectué une étude dans l’intervalle de température 20-80°C à l’aide des mesures électrochimiques stationnaires et transitoire. III.4.1. Courbes de Tafel La Figure 7 présente l’effet de la température sur les courbes de polarisation cathodiques et anodiques de l’acier en milieu HCl 0,5M pour la concentration seuil de 0,3 g/l de E1.

Cinh/-

0,5

100

0,4 0,3

10 -2

0,2

0,0 0,0

0,1

0,2

0,3 0,4 Cinh (g/l)

0,5

i/mA cm

0,1 0,6

1

20°C 30°C 60°C 80°C

0,1 0,01

0,88

-1000 -800 -600 -400 -200 E/mVECS

0

200

0,86 0,84 -

0,82

100

0,80 0,78

10 -2

0,76 0,72

i /mA cm

0,74 -3,5 -3,0 -2,5 -2,0 -1,5 -1,0 -0,5 Ln Cinh

1 0,1

0,01 -5,0

Ln [Cinh(1 - -)/-]

-4,5

-1000 -800 -600 -400 -200 E /mVECS

0

200

Fig.7. Effet de la température sur les courbes de Tafel de l’acier en milieu HCl 0,5M (a) en absence et (b) en présence de 0,3 g/l de E1.

-4,0 -3,5

Les valeurs de densité du courant de corrosion ( icorr ) et

-3,0 -2,5 -2,0 -1,5 -1,0 0,72

20°C 30°C 60°C 80°C

0,76

0,80

0,84

0,88

-

Fig. 6. Isotherme d’adsorption de: (a) Langmuir, (b) Temkin et (c) Frumkin de l’acier dans HCl 0,5M en présence de E1.

l’efficacité inhibitrice de E1 en fonction de la température sont données dans le tableau VI. Nous remarquons que l’augmentation de la température provoque un accroissement de icorr et une diminution de l’efficacité inhibitrice de l’ordre de 8 % quand l’écart de température est de 40°C. Nous pouvons conclure que cet extrait reste 146

A. ZAABAR, R. AITOUT, L. MAKHLOUFI, K. BELHAMEL efficace aux températures assez élevée et cela grâce à sa stabilité. TABLEAU VI INFLUENCE DE LA TEMPERATURE SUR LES PARAMETRES ELECTROCHIMIQUES DANS LA SOLUTION CORROSIVE EN ABSENCE ET EN PRESENCE DE E1.

Température (°C)

Concentrations (g L-1)

20

Blanc 0,3

+ (%)

icorr

III.4.2. Tracé des diagrammes d’impédance électrochimique au potentiel de corrosion La figure 9 montre les spectres d’impédance électrochimique obtenus à différentes températures au potentiel de corrosion en absence et en présence de 0,3 g L-1 de E1. Quelle que soit la concentration, les diagrammes sont constitués d’une seule boucle capacitive.

-2

(mA.cm ) 86,51

60

Blanc 0,3

4,55 1,16

74,51

Blanc 0,3

6,42 2,69

58,1

80

20 10

100

50

0

La figure 8 illustre la variation du logarithme de la densité de courants de corrosion en fonction de l’inverse de la température absolue. De ces droites, nous évaluons les énergies d’activation qui sont, respectivement, de 23,85 kj mol-1 et 35,62 kj mol-1 en absence et en présence de E1.

0

0

10

20

30

40

0

50

100

Ln icorr/mA cm

-2

1,6

0

0

0

10

20

20

30

40

40

50

60 80 100 120 140 ZRE(ohm cm²)

Fig. 9. Diagrammes d’impédance électrochimique relevés au potentiel de corrosion (a) en absence et (b) en présence de l’inhibiteur à différentes températures.

0,0034

D’un point de vue qualitatif, nous observons que la résistance de transfert ( Rt ) décroît avec l’élévation de la température. Cette décroissance est plus marquée quand l’inhibiteur est présent.

1,0 -2

0

40

0,8 0,4

10

60

20

1,5

Ln icorr/mA cm

20

1,2

0,5 0,0

-0,5 -1,0 -1,5 -2,0

250

20°C 30°C 60°C 80°C

30

100 KHz

-Zim(ohm cm²)

2,0

0,0030 0,0032 -1 1/T (K )

200

100 40

0,0028

150

ZRE/ohm cm²

80

0,0

50

Z RE/ohm cm²

10 mHz

72,44

10 mHz

1,56 0,43

-Zim/ohm cm²

Blanc 0,3

30

100 KHz

30

20°C 30°C 60°C 80°C

40

150

-Zim/ohm cm²

1,25 0,17

0,0028

0,0030

0,0032

0,0034

-1

1/T (K )

Fig. 8. Droites d’Arrhenius calculées à partir de la densité du courant de corrosion de l’acier dans (a): HCl 0,5M, (b): HCl 1M + 0,3 g L-1 de E1.

L'inspection des données montre que l'énergie d'activation est supérieure en présence d’inhibiteur qu'en son absence ce qui est attribuée à la physisorption de cet inhibiteur sur la surface de l’acier.

III.5. Observation de la surface par MEB et analyse EDX Nos observations au MEB ont porté sur des échantillons d’acier avant immersion (figure 10 (a)), après 24 h d’immersion à la température ambiante dans HCl 0,5M seul (figure 10 (b)) et avec addition de 0,3 g L-1 de E1 (figure 10 (c)). L’examen des clichés (MEB) nous a permis en particulier la mise en évidence de la formation d’un film protecteur à la surface de l’acier en présence de l’inhibiteur vert. L’analyse élémentaire est obtenue par le couplage avec un système d’analyse dispersive en énergie (EDX).

147


Fig. 11. Spectre EDX relevé à la surface de l’électrode d’acier: (a) avant immersion, (b) et (c) après 24 h d’immersion dans HCl 0,5M et HCl 0,5M+0,3 g L-1 de E1 respectivement.

Fig. 10. Micrographie (MEB) de la surface de l’acier: (a) avant immersion, (b) et (c) après 24 h d’immersion dans HCl 0,5M et HCl 0,5M+0,3 g L-1 de E1 respectivement.

En effet, nous remarquons sur les images de la surface de l’acier après 24 h d’immersion dans HCl 0,5M seul (figure 10 (b)) que cette dernière est attaquée, ceci montre clairement que l’acier a subi une corrosion uniforme en absence de l’inhibiteur. Par contre, en présence de E1, nous constatons sur l’image de la surface de l’acier immergé après 24 h que la surface est recouverte d’un film d’inhibiteur traduisant la présence d’un produit organique. Cette observation montre que l’inhibition est due à la formation d’un dépôt adhérent, stable et insoluble protégeant ainsi la surface de l’acier face aux agressions du milieu corrosif [33].

L’analyse EDX effectuée à la surface de l’échantillon témoin montre la présence des pics attribués aux éléments Fe et C spécifique à l’acier. L’échantillon d’acier exposé dans la solution corrosive en absence de l’inhibiteur (figure 11 (b)) présente les mêmes pics que le témoin avec apparition d’un autre pic appartenant à l’oxygène. La présence de ce dernier confirme la présence d’oxyde (ou d’hydroxyde de Fe) à la surface de l’acier (produits de corrosion). Pour ce qui est de l’échantillon d’acier exposé dans la solution corrosive en présence de E1, le spectre EDX enregistré fait état de la présences des éléments O, F, P, S, P et Mn caractéristiques de l’inhibiteur. Ce résultat confirme le phénomène d’adsorption observé par les méthodes électrochimiques présentées précédemment.

IV. Conclusion A partir de cette étude sur l’inhibition de la corrosion de l’acier en milieu HCl, nous constatons d’une façon générale la présence d’un pouvoir d’inhibiteur satisfaisant de l’extrait de la plante d’Ortie. Un ensemble de résultats

148

A. ZAABAR, R. AITOUT, L. MAKHLOUFI, K. BELHAMEL a été obtenu par l’application de différentes méthodes. Le résumé des résultats trouvés est cité dans ce qui suit: La valeur de l’efficacité inhibitrice augmente avec la concentration de l’inhibiteur pour atteindre 86 % à 0,3 g L-1. Cet inhibiteur agit par effet de seuil et avec un mécanisme d’adsorption à la surface de l’acier selon l’isotherme de Langmuir, Les valeurs de Ea calculées, indiquent que E1 est physisorbé sur la surface métallique. Les courbes de polarisation montrent que E1 est un inhibiteur mixte essentiellement cathodique. L’inhibiteur s’adsorbe à la surface de l’acier selon l’isotherme de Langmuir. Les résultats de l’effet de la température montrent que E1 est un produit stable qui garde son efficacité même à haute température, par conséquent cet inhibiteur pourrait être utilise dans le domaine industriel. l’extrait de la plante d’ortie est un produit naturel non toxique, peut être utilisé comme inhibiteur dans le domaine alimentaire. Les résultats déterminés par les techniques électrochimiques stationnaires et gravimétriques sont en bon accord.

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149


Computation of the SIF for repaired semi-circular surface cracks in finite-thickness plates with bonded composite patch A. Boulenouar1, N. Benseddiq 2, A. Benouis 3 1.

LMSR, Mechanical Engineering Department, University Djilali Liabes of Sidi-Bel-Abbes, BP. 89, City Larbi Ben Mhidi, Sidi Bel Abbes 22000, Algeria. 2. Laboratoire de Mécanique de Lille, UMR CNRS 8107, Université de Lille I, 59655 Villeneuve d’Ascq Cedex, France 3. LMPM, Mechanical Engineering Department, University Djilali Liabes of Sidi-Bel-Abbes, BP. 89, City Larbi Ben Mhidi, Sidi Bel Abbes 22000, Algeria.

ABSTRACT In this article, the analysis of the behavior of surface cracks in finite-thickness plates repaired with bonded composite patch subjected to traction effect is performed using three-dimensional finite element methods. The stress intensity factor at the crack-front was used as the fracture criteria. The stress intensities at the internal and external positions of repaired surface crack were compared. The effects of the mechanical and geometrical properties of the adhesive layer and the composite patch on the variation of the stress intensity factor at the crack-front were analyzed. The obtained results show that the presence of the bonded composite repair reduces significantly the stress intensity factor, which can improve the life span of the structure.

Keywords: Bonded composite repairs; Patch; Surface cracks; Stress intensity factor; Finite-thickness plates; Finite element method showed that in practice the parameters influencing the performances of the bonded composite repairs are the patch and the adhesive properties. For that, the effects of adhesive thickness, patch thickness, patch area and mechanical properties of the patch on the variations of the stress intensity factor, at the internal and external positions, of repaired semi-circular surface cracks were examined.

I. Introduction Externally bonded composite patches have proved to be an effective method of repairing cracks or defects in aircraft structures. Considerable researches have been performed to develop the technology of bonded composite repairs in aircraft structures. Alan Baker pioneered these researches at the aeronautical and maritime research laboratory for the Royal Australian Air force [1–7]. However, the most of these studies has been based on simple analysis, experiment or experiences and are limited to the case of mode I opening of the crack. With increase in computational power, attempts have started in the direction of numerical modelling for better understanding of repair effectiveness and improved repair design. The bonded patch offers many advantages over a mechanically fastened doubler, which include improved fatigue behaviour, reduced corrosion and easy conformance to complex aerodynamic contours [1,2]. The determination of the stress intensity factors at the crack tip is one of the possible means to analyse the performance of the bonded composite repairs. It is known that the finite element method gives, with a great accuracy, the stress intensity factors at the crack tip. Among the authors whom used this method for computing the SIF in the case of 2 repaired cracks, we can quote Ouinas et al. [8], Albedah et al. [9], Oudad [10] and Mhamdia et al [11]. The scope of this paper covers studying of the behaviour of repaired surface cracks in finite-thickness plates in aluminum alloy, by the finite element method. Various authors [12-14]

II. NUMERICAL

CALCULATION INTENSITY FACTORS

OF

STRESS

The relevant parameters in Linear Elastic Fracture Mechanics are the Stress Intensify Factors (SIFs) which can be calculated by using either a J integral based equivalent domain integral (EDI) [15], a virtual crack closure method (VCCM) [16], a virtual crack extension method [17] or a displacement extrapolation method [18]. For a comparison of these methods see [19]. In this paper, the displacement extrapolation method is used to calculate the stress intensity factors as follows [20-22]: v v 2, # E (1) 4v v c e , K I

K II

31 % 1 k

L !"

b

d

2

u ue , 2, # E 4ub ud c 31 % 1 k L !" 2

(2)

Where E is modulus of elasticity, ν is Poisson’s ratio, k is elastic parameter defined by:

150

A. Boulenouar, A. Benouis, N. Benseddiq

3 % stress plane 1 % k 3 - 4% strain plane and L is the quarter-point element length. u and v are the displacement components in the x and y directions, respectively; the subscripts indicate their position as shown in Fig. 1.

TABLE I MATERIALS PROPERTIES (PLATE, PATCH AND ADHESIVE) Fig. 1. Quarter-point singular elements around the crack tip

III. GEOMETRICAL

AND

FINITE

The analysis involved a three-dimensional finite element method using a commercially available finite element code ANSYS 11.0. The finite element model consists of three subsections to model the cracked plate, the adhesive, and the composite patch. Due to symmetry, only one half of the repaired plate was considered (Fig.3).

ELEMENT

MODELS

The basic geometry of a semi-circular surface crack in a plate under uniform tension is considered with (t/W)=0.5 and W=H=10c (Fig. 2). This crack is repaired with unidirectional Boron/Epoxy, Glass/Epoxy and Graphite/Epoxy composite patches of rectangular shape. The ply orientation is parallel to the loading axis. The dimensions of the patch are: (hr/wr) =2, (hr/H) =1 and (er/t) =0.02, where hr, wr and er represents the height, width, and thickness of composite patch, respectively. The adhesive used to bond the patch on cracked finite-thickness plate is FM73, epoxy 3 adhesive with (ea/t) =0.0026, Where ea represent the adhesive thickness. The elastic of the plate, the patch, and the adhesive are given in Table1.

Fig. 3. FE model of the semi-circular surface cracks in finitethickness plates a) without patch, b) with patch

A typical FE model between the external position crack (α=0), adhesive layer and composite patch layer is shown in Fig. 4a. The special quarter point singular elements proposed by Barsoum [23] are used for modeling the singular field near the crack-tip (Fig. 4b) and (Fig. 4c). This mesh will serve to calculate the stress intensity factors using the displacement extrapolation method implemented in finite element code ANSYS 11.0.

Fig. 2. Semi-circular surface crack in a finite-thickness with Boundary conditions and loading applied

151


Fig. 4. Typical mesh model: (a) between the external position crack tip, adhesive layer and composite patch layer; (b) around the crackfront; (c) special elements used for displacement extrapolation method

Fig. 6. Variation of the SIF KI according to the ratio c/W for internal position of crack-front patched and unpatched (α=π/2).

Figure 7 presents a comparison of the variation in the SIF between cracks in internal and external positions of the rectangular block model repaired with Boron/Epoxy composite. It is noticed that the difference between the SIFs of the repaired cracks in internal and external position is slightly weak for all interval of variation in the ratio c/W. For example, for c/W=0.15, the relative difference is about 2.5 %.

IV. RESULTS AND DISCUSSIONS IV.1. Comparison between repaired and unrepaired surface cracks for internal and external positions

SIF calculations were conducted for repaired and unrepaired cracks in finite-thickness plates under traction in order to estimate the repair performances. Figure 5 presents the variation of the SIF for repaired and unrepaired cracks at external position of the crack-front for different ratio c/W. One notes a major reduction in the SIF. For example, for c/W=0.15, the reduction rate of the SIF is about 75% and one notices an asymptotic behavior of the SIF variation for repaired crack at the external position which proves that the good efficiency of the repair by composite patch for finite-thickness plates under traction loading. It can also be noted, according to Figure 5, that for repaired crack with Boron/Epoxy composite, the SIF exhibits an asymptotic behavior as the crack length increases. This is due to the fact that there is a stress transfer between the repaired plate and the composite patch throughout the adhesive layer. The variation in the SIF along the internal crack front (unpatched front) is analyzed in Figure 6. It is noticed that repair reduces even the concentration of the stresses for internal crack position. As an example, for c/W=0.15 the reduction ratio is about 93%.

Fig. 7. Stress intensity factor (SIF) vs. ratio c/W for internal and external position of crack-front

IV.2. Effect of the adhesive thickness (ea)

The adhesive layer is the bridge which allows the transfer of stress from the stress concentration region toward the composite patch. Figures 8 and 9 described the variation in SIF according to the ratio (ea/t) for internal and external positions of repaired semi-circular surface cracks, for various ratio c/W. It can be noted that the increase in the adhesive thickness leads to the growth of the SIF, especially for external positions of crack-front (α=0).

Fig. 5. Variation of the SIF KI according to the ratio c/W for external position of crack-front patched and unpatched (α=0).

Fig. 8. Stress intensity factor (SIF) vs. ratio (ea/t) for external position of crack-front

152

A. Boulenouar, A. Benouis, N. Benseddiq Fig. 12 illustrates the effect of this geometrical parameter on the SIF variation, for external position of crack-front. It can be seen that the increase of the 5 rectangular area of patch increases the SIF in a proportional way. This shows that the choice of the smallest surface of patch improves the repair performances.

Fig. 9. Stress intensity factor (SIF) vs. ratio (ea/t) for internal position of crack-front

IV.3.

Effects of the geometrical properties of the patch

IV.3.1. Effect of the patch thickness

Several authors [24-27] showed the importance of the effect of the patch thickness on the repair performance in damaged structures. This effect is illustrated in Figs. 10 and 11 by the plot of the SIF variation for external and internal position crack-front according to the ratio (er/t), for various ratio (c/W). It can be seen that the increase of the patch thickness reduces the stress intensity factor at the crack tip in a proportional way. These results can confirm that the choice of thicker patches makes it possible to increase their performances. For a better distribution of the stresses, it is preferable to use a multiple layers of bonded composite patches for repairing surface cracks.

Fig. 12. Effect of the patch area on the variation of the SIF for external position of crack-front

IV.4.

Effect of the mechanical properties of the patch

Figures 13 and 14 present the variation of the SIF according to the ratio c/W, for two positions of crackfront and for different composites (boron/epoxy, glass/epoxy,and graphite/epoxy). The results on these figures show that the boron/epoxy composites give the lowest values of the SIF especially for external position of crack-front. This behavior can be explains by the fact why the composites boron/ epoxy have the higher values of Young modulus E2 (Ey) that those of glass/epoxy and graphite/epoxy, i.e. boron/ epoxy composite is harder according according to the direction of the loading applied (mode I). For this purpose, several authors [2831] studied the behavior of the cracks repaired with this composite patch.

Fig. 10. Effect of the patch thickness on the variation of the SIF for external position of crack-front

Fig.13. Stress intensity factor (SIF) vs. ratio c/W for external position of crack-front, for different composites.

Fig. 11. Effect of the patch thickness on the variation of the SIF for internal position of crack-front

IV.3.2. Effect of the patch area

To analyze the effect of the rectangular area of patch (hr x wr, with hr/wr=2) on the SIF variations, three configurations were considered: hr/W=0.4, 0.6 and 1.

Fig. 14. Stress intensity factor (SIF) vs. ratio c/W for internal position of crack-front, for different composites.

153


V.

[13] B. Bachir Bouiadjra, W. Oudad, A. Albedah, F. Benyahia, M. Belhouari, Effects of the adhesive disband on the performances of bonded composite repairs in aircraft structures, Materials & Design (2012); 37: 89-95. [14] D. Ouinas, B. Bachir Bouiadjra, S. Himouri, N. Benderdouche, Progressive edge cracked aluminium plate repaired with adhesively bonded composite patch under full width disbond, Composites Part B: Engineering (2012); 43(2) : 805-81. [15] CF. Shih, RJ. Asaro. Elastic–plastic analysis of cracks on bimaterial interfaces: part I - small scale yielding. J Appl (1988); 55: 299-316. [16] EF. Rybicki, MF. Kanninen. Finite element calculation of stress intensity factors by a modified crack closure integral. Eng Fract (1977); 9:931-8.

Conclusions

This study demonstrates that the reduction in the stress intensity by the composite patch repair of semi-circular surface cracks in finite-thickness plates subjected to the traction effect is significant, which can improve the lifespan of repaired plates. The optimization of the mechanical properties of the adhesive and the composite patch can improve the repair and reinforcement performances and durability significantly. This optimization must equilibrate between the reduction in the stress intensity at the repaired defect and the reduction in the risk of adhesive layer failure.

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154


Chemical modification of corn starch for use in composite materials S. SAHI1, H. Djidjelli 2 1.

Organic Materials Laboratory, Department of Process Engineering, Faculty of Engineering, University A. Mira of Bejaia, Bejaia, Algeria.

2.

Organic Materials Laboratory, Department of Process Engineering, Faculty of Engineering, University A. Mira of Bejaia, Bejaia, Algeria.

ABSTRACT The paper presents results of a study to demonstrate the usefulness of the chemical modification of corn starch. The corn starch was treated with 1% sodium hydroxide solution (NaOH) and acetylated with acetic anhydride (AA) to 35%. The FTIR spectra analyses indicates the decrease in the intensity of the OH group in the area between 3750 and 3000 cm-1 and the appearance of the acetyl group at 1745 cm-1 for acetylated starch . Thermal analysis (TGA and DTA), shows that the alkaline treatment does not improve the thermal properties of corn starch, by cons acetylation increases its thermal stability and decreases its degradation rate. The wettability of corn starch was also affected by these chemical changes, because it was found that powders starch chemically modified with NaOH and AA float on the water surface. In contrast the untreated powder precipitates straight into distilled water.

Keywords: starch, composites, chemical modification. improves the mechanical properties. In addition, this chemical modification often makes the starch more hydrophobic, which gives greater stability of composite materials with water. The term chemical modification comprises a set of reactions resulting in a change in the chemical structure of some units glycosylated macromolecules of starch and its hydrolysis derivatives (Figure 1). They relate to the functions of primary and secondary alcohols glycosyl units (oxidation, esterification and etherification), the glycosidic bond and pseudoaldehydic function (hydrogenation). In the particular case of the hydroxyl functions, the products of chemical changes are characterized by their degree of substitution (DS), which represents the average number of substituted functions (0 ≤ DS ≤ 3) per glucoside unit. In this research study we wanted to know how the alkali treatment and acetylation of corn starch with acetic anhydride and NaOH respectively influence the physical properties. FTIR analysis was done to demonstrate the decrease in hydrophilicity and acetylation treated starches. TGA and DTG techniques were used to estimate the mass loss at a certain temperature and to determine the degradation rates.

I. Introduction The rising cost of oil, environmental awareness, and the pressure of international regulations to promote biodegradable plastics have all contributed to the development of biomass materials. Starch is natural biopolymers most widely used because of its low cost, renewable, biodegradable and available in unlimited quantities. In addition, the biopolymer can be shaped by several processes plastics processing (extrusion, injection molding, thermoforming ...). The starch was incorporated in conventional plastics with the aim to give a certain level of biodegradability in the resulting composites. The first works are attributed to Griffin (1974) [1] which was incorporated in the starch of low density polyethylene. Various studies have been conducted on these later components (Danjaji et al., 2001, Abdul Khalil et al., 2001, Willett 1995, Szymanowski et al, 2005, Pedroso et al., 2005, Rivero et al., 2009 Heartwin et al 2010) [2-8]. Starch has also been associated with other synthetic polymers such as polyvinyl alcohol (Shi et al., 2008, Tang et al. 2011) [9, 10], poly (vinyl acetate) (Vargha and Truter, 2005 [11]). Willett (1995) [4] reported that the high Young's modulus of corn starch (15 GPa against some synthetic polymers) made it an excellent candidate as reinforcement. In fact, starch is hydrophilic unlike most synthetic polymers are hydrophobic [12]. It then generates a weak interaction with the starch matrix interface, leading to a loss of mechanical properties due to a low degree of membership. This is why the surface is chemically modified starch particles, which promotes compatibility between the filler and the matrix [13] and

Fig. 1. Main groups involved in the modification of starch

155

S. SAHI, H. Djidjelli II. Materials

obtained is titrated with a solution of 0.25 M NaOH. The acetyl group (AG) is evaluated according to the following formula:

and experimental methods

II. 1. Materials The corn starch was provided to us by the company Agrocéréale, Akbou-Algeria. Sodium hydroxide, hydrochloric acid and ethanol were obtained from Aldrich. Acetic anhydride is a product of Fluka.

GA(%)

II. 2. Experimental methods II.2.1. Alkaline treatment of corn starch

[(Vbi Vbt ).b Va .. a ]43 mstarch

(1)

With: Vbi volume of NaOH added to the system, the volume of Vbt NaOH titration μb concentration of NaOH, Va and μA the volume and the concentration of HCl, 43 represents the molecular weight of acetyl and mstarch is the weight of the starch used.

The alkaline treatment was done with the method proposed by Cao et al. [14]. The starch fibers are soaked in solutions of 1% NaOH for 2 h at a temperature of 25 ° C with a ratio of 20:1 (v / v). The fibers were washed repeatedly with water to remove traces of NaOH, on the surface of the fibers, then neutralized with dilute acetic acid and then washed again with water. Finally, the fibers were dried at 70 ° C for 72 h.

III. Results and discussion III.1. Spectroscopic analysis (FTIR) Fig 1 shows the FTIR spectra of native starch, starch treated with sodium hydroxide and the starch acetylated with acetic anhydride (AA). According to the literature by Zhong et al. and Dzulkefly et al. [17-18], the functions of the chemical functions for each absorption band which appears on the FTIR spectra of starch are listed in Table I.

II.2.2. Acetylation of corn starch The acetylation was carried out by the method described by Anil [15]: 100 g of starch were dissolved in 185 ml of distilled water in order to have a mixture of 35%, the pH of the solution was adjusted to 8.0 to 8.5 with NaOH (1 M) and the whole was stirred for 30 min. Then acetic anhydride (8 g) was added dropwise, maintaining the pH from 8 to 8.5 for a reaction time of 60 min. The suspension was washed three times with distilled water and dried at 35 °C.

TABLE I ABSORPTION BANDS RECORDED FOR THE NATIVE AND TREATED STARCH Wave number (cm-1)

Types of vibration

3200-3600

Stretching vibration of hydroxyl OH

II.2.3. Spectroscopic analysis (FTIR)

2920

Asymmetric stretching vibration of C-H bonds of CH2

FTIR analysis of native starch and those modified with NaOH and AA was made by an infrared spectrophotometer Fourier Transform Model SHIMADZU FTIR-8400 controlled by a computer with a word processor with a resolution 4 cm-1 and in the region of 4000 to 400 cm-1.

1740

Vibration of carbonyl groups C = O

1600-1650

Stretching vibration of hydroxyl OH water

1168, 1081 et 1020

Antisymmetric stretching vibration of C-O-C bonds

1379

Symmetrical deformation vibration of C-H bonds in the plan

1235-1270

Stretching vibration of the C-O

II.2.4. Thermal analysis (TGA / DTG)

For all three spectra, we can see the emergence of the peaks recorded with the exception of the absorption bands which are located between 3750 and 3000 cm-1, starch treated with NaOH and which correspond to AA stretching vibrations of hydroxyl groups (-OH), for which there has been a decrease in intensity compared to untreated starch. This decrease is mainly attributed to the decrease in the hydrophilic nature of starch after treatment [19]. For the FTIR spectrum of the starch treated with AA, there was an absorption band at 1745 cm-1 which is absent in the FTIR spectrum of native starch and this band corresponds to the absorption band of the group carbonyl, which means that acetylation has occurred. This is consistent with research conducted by

The apparatus used is SETAREM TG/DTA92 type, consisting of a TGA / DTG / DTA coupled and controlled by a microcomputer. II.2.5. Chemical titration Chemical analysis comprises reacting the analyte, with a reagent previously dissolved properly selected known concentration. Qualitative determination of the degree of acetylation of starch was described by Filho et al. [16]. This method is to dissolve 0.1 g of native starch in a mixture containing 5 ml of 0.25 M NaOH and 5 ml of ethanol and then allowed to react for 24 hours. After 10 ml of 0.25 M HCl and allowed 30 min. the product 156

S. Sahi, H. Djidjelli Sánchez-Rivera et al. [20], the corn starch treated with acetic anhydride. Further works on different types of starch treated with AA corroborate with this result [21, 22].

Fig. 3. TGA thermograms of starch treated and untreated

III.2.2. Degradation rate (DTG) The DTG thermograms of starch treated and untreated recorded are shown in Figure 3. We note the appearance of two peaks for each thermogram, the first is located in the vicinity of 100 °C corresponds to the evaporation of water, the second is in 220 °C for starch treated with NaOH which a degradation rate of up to 12.83% / min, it is in 233 °C for native starch corresponding to a maximum rate of degradation at 17.77% / min and it is 259 °C for the acetylated starch with a maximum rate degradation is estimated at 13.54% / min. Based on these results we find that the degradation rates of the treated starch are reduced compared to untreated starch. These results also show that the peak rate of degradation of acetylated starch maximum is shifted to higher temperatures compared to the native starch and treated with NaOH respectively. This means that the acetylated starch is a better thermal stability compared to the other two.

Fig. 2. FTIR spectra of the treated and untreated starch

III.2. Thermal analysis (TGA and DTG) III.2.1. Thermogravimetric analysis (TGA) Figure 2 shows two areas of thermal degradation on native starch and that treated with NaOH, the first in the range room temperature-100 °C corresponds to the loss of water. In the temperature range between 180 and 310 °C, both TG thermograms exhibit the same shape, but we can report a slight difference between these two thermograms, in fact, the weight loss is less important for native starch. So we can conclude that it is more thermally stable than starch treated with NaOH. This may be related to the decrease of hydrogen bonds in starch untreated energies which requires significant breaks. The thermogram recorded for starch treated with AA showed degradation in two stages, the first is located at about 100 °C corresponding to the volatilization of water, the second is located between 220 and 400 °C corresponds than the acetylated starch degradation. Compared to native starch, it is clear that the acetylated starch is a better thermal stability because the weight loss is less important for it. This increase in thermal stability was attributed to the small amount of remaining hydroxyl groups in the starch molecule after acetylation [23].

Fig. 4. DTG thermograms of starch treated and untreated

III.3. Chemical titration The acetyl group (AG) is evaluated according to the formula (1). The results obtained from chemical titration, give us a degree of acetylation of 69.88%. This confirms the results of FTIR on the acetylation of starch with acetic anhydride. III.4. Wetting Test This test was performed on the processed starch powder and untreated in order to verify the reduction of 157

S. SAHI, H. Djidjelli [4]

hydrophilic character of starch after chemical modification with sodium hydroxide and acetic hanydride. To perform this test was introduced a few grams of modified and unmodified starch in beakers containing distilled water to check the hydrophilic nature of the powder. In our test (Figure 5), it was found that the starch powder chemically modified with NaOH and AA float on the surface of the water (Photos 2 and 3 respectively) before they rush. This can be explained by the decrease of the hydroxyl group after chemical modification, as a result, an increase in surface tension between the fiber and water. In contrast, the untreated powder precipitates straight into distilled water (picture 1).

[5]

[6]

[7]

[8]

[9]

[10]

[11]

Fig. 5. Photos illustrating the wettability test

[12]

IV. Conclusion [13]

The corn starch has been chemically modified by performing two methods (the alkaline treatment with NaOH and the acetylation with AA) in order to have a fiber that is a good compatibility with synthetic polymers by decreasing its hydrophilicity thereby obtaining a product representing better properties phisico-chemical properties. the analysis by fourier transform infrared (FTIR) and the test showed good wettability have reduced the hydrophilic nature of corn starch and thermal analysis (TGA and DTA) shows that the alkali treatment n 'not improve the thermal properties of the corn starch, by acetylation against the latter increases its thermal stability which results in an increase in the decomposition start temperature and the decrease in the rate of degradation. So, we can conclude that the objective of our work is achieved and modified starch by the two methods described above can be applied as a fiber with synthetic polymers to improve the character of biodegradable composites.load with synthetic polymers to improve the character of biodegradable composites.

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Comportement des Mortiers avec Fibres Polypropylène à Températures Elevées Ezziane. Mohammed1, Laurent. Molez2, Jauberthie. Raoul2, Kadri. Tahar1 1. 2.

Laboratoire LMPC, Université de Mostaganem-27000, Algérie Laboratoire GCGM, INSA – Université Européenne de Bretagne, France

RESUME Le comportement de 2 matériaux cimentaires, non fibré et avec des fibres de polypropylène, est analysé avant et après traitement thermique afin de simuler l’effet d’un incendie. A température ambiante et après des chauffages au four inférieurs à 500°C, la présence de fibres améliore nettement les résistances en flexions. Au-delà de 500°C, les résistances en flexion sont plus faibles pour les matériaux fibrés. Des observations similaires sont faites pour l’énergie de fissuration. L’amélioration décroît progressivement pour s’annuler à 400°C. Au-delà de cette valeur, l’introduction de fibres poly propylène entraîne une diminution de l’énergie de fissuration. Un test à la flamme est mis au point. L’évolution du gradient de température à l’intérieur des échantillons est suivie et, en fin d’exposition, le comportement mécanique des mortiers est comparé à l’aide d’un essai de poinçonnement. Lors des essais à la flamme après refroidissement, la résistance du mortier fibré est nettement plus faible que celle du mortier sans fibres.

Mots clefs: Fibres polypropylènes, Température, Incendie, poinçonnement. L’aspect des fibres est observé au MEB à effet de champ, il est reporté sur la figure 1. Le diamètre est de l’ordre de 20 μm. La surface est relativement régulière, seules quelques stries apparaissent longitudinalement.

I. Introduction Les fibres de polypropylène sont utilisées dans les mortiers et bétons pour diminuer le retrait plastique, les fissurations et les microfissurations essentiellement de surface. Elles augmentent la cohésion apparente et réduisent l’affaissement. Les fibres sont généralement considérées comme apportant une amélioration de la résistance au gel. Si les fibres métalliques améliorent la résistance au feu [1], l’effet des fibres polypropylène est plus contesté. Seul l’effet limitant l’écaillage aux hautes températures est à peu près unanimement reconnu. Cette action est essentiellement étudiée dans les bétons hautes performances c'est-à-dire à faible rapport eau/ciment [24].

II.

TABLEAU I CARACTERISTIQUES DES FIBRES UTILISEES (DONNEES SIKA) Fibre

Polypropylène

Longueur L (mm)

12

Diamètre Ø (µm)

18

Elancement L/Ø

667

Masse volumique ρ (kg/m3)

910

Module d’élasticité E (GPa)

6

Température de fusion (°C)

170

Résistance en traction (GPa)

0,55

Matériaux utilisés

Le choix des fibres de renforcement est effectué en tenant compte des données structurales et géométriques. Notre étude porte sur le comportement en température des mortiers fibrés : nous avons donc choisi des fibres polypropylène. La géométrie des fibres doit être sélectionnée en tenant compte de la taille des granulats. En effet, le pontage des fissures n’est efficace que si la longueur des fibres est plus importante que la taille maximale des granulats [2]. Les fibres de polypropylène (fibres synthétiques), quant à elles, entrent en action de manière plus progressive en pontant les macro fissures et permettent de maintenir une résistance post-pic élevée jusqu'à des ouvertures très larges. Les caractéristiques des fibres (données fournisseur : SIKA) sont détaillées dans le tableau I.

a)

159

M. Ezziane, L. Molez, R. Jauberthie, T. Kadri 1

). Ils sont ensuite testés en flexion 4 points. Les résultats des essais de flexion monotone effectués sur les mortiers non renforcés (MN) et sur les mortiers renforcés de fibres polypropylène (MNP) sont présentés sur la figure 2. L’effort résiduel, post pic, met clairement en évidence le rôle des fibres lorsque l’échantillon n’est pas chauffé. La reprise des efforts de part et d’autre des fissures par les fibres est importante et se traduit par une ductilité accrue. Comme l’ont déjà observé d’autres auteurs [5], ce phénomène s’atténue très rapidement entre 400 et 500°C pour disparaître à 500°C.

b) Fig. 1. Observations au MEB des fibres polypropylène (a) X300 et (b) X5000

Le ciment Portland utilisé est un CEM I 52,5 N CE CP2 NF de l’usine du Teil (France), commercialisé par Lafarge. Ce ciment est constitué principalement de clinker (95%) ; le détail des compositions chimique et minéralogique (Bogue) est reporté dans le tableau II. Les mortiers sont confectionnés avec un sable normalisé CEN 196-1 conformément à la norme ISO 679. Les proportions massiques de ciment, de sable et d’eau sont respectivement 1 : 3 : 0,5. La proportion volumique de fibres ajoutées dans les mortiers fibrés est de 0,58% en volume. Ce dosage permet d’éviter d’utiliser un superplastifiant et de garder une rhéologie permettant un moulage sous vibration. TABLEAU II COMPOSITIONS CHIMIQUE ET MINERALOGIQUE DU CIMENT CEM I 52,5 Eléments

%

SiO2

22,40

Al2O3

2,96

Fe2O3

2,33

CaO

66,60

MgO

0,95

K2O

0,15

NaO2

0,10

SO3

2,13

RI

0,20

PAF

1,59

CaOl

0,50

C3S = 65,3

C2S = 18,6 Fig. 2. Comportement en flexion 4 points du mortier non renforcé (MN) et renforcé de 0,58% de fibres polypropylène (MNP)

C3A = 4,35

C4AF = 7,14

RI : résidus insolubles ; PAF : perte au feu ; CaOl : chaux libre

III. Chauffe lente Les échantillons prismatiques 4x4x16 cm3 sont chauffés dans un four jusqu’à la température de consigne avec une rampe de 2°C.min-1, le palier est fixé à une heure et le refroidissement s’effectue dans le four fermé jusqu’à température ambiante (environ 0,3°C.min-

Fig. 3. Evolution des résistances à la traction par flexion 4 points des mortiers en fonction de la température du traitement thermique avec une rampe de 2°C/min. (A gauche valeurs normalisées à 20°C, à droite résistance à 28 jours)

160

M. Ezziane, L. Molez, R. Jauberthie, T. Kadri

La figure 3 représente l’évolution de la résistance en flexion en fonction de la température. Les fibres de polypropylène ont un rôle positif (mais qui s’atténue) jusqu’à 400°C comme il a été constaté précédemment. Les valeurs littérales sont reportées tableau III. TABLEAU III EVOLUTION DE LA CONTRAINTE DE TRACTION PAR FLEXION (MPA) EN FONCTION DE LA TEMPERATURE

Mortier T°C

20°C

400°C

500°C

MN

7,31

3,36

2,04

MNP

6,16

4,24

0,84

Fig. 5. Evolution de l'énergie de fissuration en fonction de la température TABLEAU V EVOLUTION DE L’ENERGIE DE FISSURATION GF (J/m²) EN FONCTION DE LA TEMPERATURE

Le module d’Young résiduel en fonction de la température de chauffe est reporté sur la figure 4 et tableau IV. Les échantillons fibrés présentent un module plus grand que les échantillons non fibrés avec un écart qui s’accentue jusqu’à 400°C et, au-delà, il diminue. A 500°C, ils sont identiques. Puis le module d’Young des échantillons fibrés devient quasiment nul.

Mortier T°C

20°C

400°C

500°C

MN

1234

577

639

MNP

3531

943

468

Le facteur d’intensité de contrainte KI caractérise la résistance du matériau à la propagation de la fissure et à l’endommagement [7-9]. Ce paramètre peut être déduit du calcul de l’énergie de fissuration Gf et du module de Young E. Il est définit K I G f .E

TABLEAU IV EVOLUTION DU MODULE D’ELASTICITE (GPA) EN FONCTION DE LA TEMPERATURE

20°C

400°C

500°C

MN

32,6

9,6

7,5

MNP

31,6

13,8

3,8

la

relation

suivante (1)

:

Ce paramètre prend ainsi en compte une dégradation de la matrice cimentaire plutôt quantifiable par le module de Young et une dégradation des fibres (modification des caractéristiques des fibres, endommagement de l’adhérence) plutôt quantifiable par l’énergie de fissuration. On a ainsi un paramètre représentatif de l’endommagement global du matériau fibré.

Fig. 4. Evolution du module d’élasticité résiduel en flexion 4 points des mortiers en fonction de la température du traitement thermique

Mortier T°C

par

Les évolutions des facteurs d'intensité des contraintes des mortiers en fonction de la température sont tracées sur la figure 6 et reportées tableau VI. Nous observons les mêmes tendances que celles constatées pour l'énergie de fissuration. Les résultats confirment que le mortier renforcé de fibres polypropylène présente un facteur d'intensité KI élevé à la température de 400°C. Au-delà de cette température, on observe une chute plus marquée du facteur d’intensité due, probablement, à la fusion totale des fibres polypropylène.

L’énergie de fissuration est calculée à partir de l’aire sous la courbe contrainte déformation de la flexion 4 points [6]. Les résultats sont reportés en fonction de la température de chauffage sur la figure 5 et tableau V. L’énergie de fissuration est environ 3 fois plus importante pour l’échantillon fibré par rapport à l’échantillon non fibré lorsqu’ils n’ont pas été chauffés. Ce bénéfice s’atténue progressivement pour s’annuler à 500°C.

161


IV.

La deuxième série de traitement thermique consiste à placer des plaques de 16×16×4 cm3 en mortier normal et en mortier fibré dans un appareillage permettant de réaliser des essais à la flamme (voir Fig. 7a). La température de la face exposée à la flamme est fixée à 1000°C et maintenue pendant une heure. Les dimensions de la face exposée au feu sont de 16x16 cm². Ces dimensions sont considérées suffisantes pour observer l’instabilité thermique de nos mortiers. Le flux de chaleur est considéré unidirectionnel (l'éprouvette est isolée sur ses bords et un épaulement pénètre dans le four). La position de la flamme permet de régler de façon précise la température de la surface. Deux séries de corps d'épreuve sont testées : - Éprouvettes percées pour positionner des thermocouples à différentes profondeurs (face externe, 2 cm ; 2,5 cm ; 3 cm ; 3,5 cm ; 4 cm et face interne), comme illustré sur la figure 7(b) et un thermocouple placé à la face interne (voir Fig. 7(d)). - Éprouvettes non percées : cette série est équipée de 2 thermocouples placés à la face externe (face non exposée) (voir Fig. 7(c)) et à la face interne (face exposée) (voir Fig. 7(d)). A la fin de l’essai, le refroidissement est effectué à l’air ambiant. Par la suite, des essais mécaniques de poinçonnement sont réalisés à titre comparatif.

Fig. 6. Evolution du facteur d'intensité KI en fonction de la température TABLEAU VI EVOLUTION DE FACTEUR D’INTENSITE KI (106 MPa.m½) EN FONCTION DE LA TEMPERATURE

Mortier T°C

20°C

400°C

500°C

MN

6,341

2,353

2,195

MNP

10,568

3,607

1,338

Chauffe brutale

Plusieurs phénomènes peuvent expliquer les observations précédentes. Aux hautes températures, deux types d’endommagement apparaissent : (1) des modifications physico-chimiques et (2) une fissuration de la matrice cimentaire [10-12]. Dans une étude précédente [13], nous avons montré que les fibres de polypropylène avaient un effet nettement plus marqué sur la réduction de la fissuration que sur la réduction des modifications physico-chimiques. A partir de 170°C, les fibres de polypropylène fondent et créent une porosité supposée connectée. Cette porosité permet d’évacuer les surpressions de vapeur et donc de réduire la fissuration. Cette fissuration plus faible permet d’expliquer les meilleurs résultats en termes de résistance, de ductilité, d’énergie de fissuration ou de facteur d’intensité de contrainte. De plus, lorsque la température du four est de 400°C, le palier n’est peut-être pas suffisamment long pour détruire toutes les fibres. En effet, la propagation de la chaleur est ralentie dans la matrice cimentaire déshydratée [8-10]. Les fibres disparaissent progressivement de la périphérie de l’échantillon vers le cœur : la cinétique de propagation de la chaleur est freinée par la matrice cimentaire déshydratée plus ou moins isolante. Des fibres subsistent au cœur de l’échantillon et contribuent à la ductilité du matériau. Au-delà de 500°C, tout laisse penser que les fibres ont totalement disparu pour laisser une porosité supplémentaire [14-18]. Cette porosité conduit ainsi à une énergie plus faible qu’avec les échantillons non fibrés.

a)

b)

c)

d)

Fig. 7. a) montage essai à la flamme, b) face externe percée, c) face externe non percée d) face interne

Températures (C°)

1100

MN

1000 900

800

Face interne

700

Centre 3cm

600

Nord Ouest 2,5cm

500

Nord Est 2cm

400 300

Sud Est 1,5cm

200

Sud Ouest 1cm

100

Face externe

0 0

500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000 Temps (s)

162

Températures (°C)

M. Ezziane, L. Molez, R. Jauberthie, T. Kadri 1100

de masse de mortier normal (MN) et mortier fibré (MNP) est respectivement 6,4% et 6,5%. On peut donc dire que les fibres incorporées au mortier n’ont pratiquement pas d’influence sur l’évaporation de l’eau du mortier et des OH durant ce chauffage.

MNP

1000 900 800

Face interne

700

Centre 3cm

600

Nord Ouest 2,5cm

500 400

Nord Est 2cm

300

Sud Est 1,5cm

200

Sud Ouest 1cm

100

V.

Face externe

0 0

500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000

Résistance mécanique résiduelle

Après chauffage, les plaques sont poinçonnées (voir Fig. 10) afin de comparer l’effort résiduel de chacune d’entre elles. Les résultats sont reportés sur le tableau VII. Chaque valeur est la moyenne entre 2 échantillons, l’écart entre ces 2 valeurs est, au maximum de 3%. Les mortiers fibrés présentent des chutes de résistance au poinçonnement importantes par rapport aux mortiers non fibrés dans ce test à la flamme. Il est évident que la température de 1000°C en face chaude et ceci pendant une heure a complètement détruit les fibres et ceci jusqu’à 1cm environ de la face froide. Il est donc logique que la porosité induite par ce départ des fibres diminue la résistance. On constate que les plaques percées pour placer les thermocouples ont une résistance plus faible.

Temps (s)

Fig. 8. Evolution de la température à différentes profondeurs du mortier non fibré (à gauche), et du mortier fibré polypropylène (à droite)

Durant ces essais, nous avons observé, après 5 minutes de traitement, des gouttes d'eau ainsi que de la vapeur s'échapper par le perçage des thermocouples de la surface non exposée de l'éprouvette, ceci pour les deux types de mortier. Après 9 minutes de traitement, nous avons observé un état d'endommagement (apparition de la 1ére fissuration est-ouest) important du mortier normal. La figure 8 donne l’évolution des températures du mortier non fibré et du mortier fibré au cours de l’essai en fonction du temps et de la profondeur. Les plateaux à 100°C que l’on peut observer au début de l’essai correspondent à l’évaporation de l’eau libre aux différentes profondeurs. Plus on s’éloigne de la face interne (face à la flamme), plus ces plateaux apparaissent tardivement. On peut ainsi quantifier la propagation de la chaleur dans les deux mortiers. Pour vérifier ce transfert, des plaques ont été testées sans percement (sans thermocouples), seules les températures en face chaude et en face froide sont mesurées. La présence de fibres polypropylène n’entraîne pas de modifications sensibles dans le phénomène de propagation de la chaleur (voir Fig. 9). Il est noté que la température, à 3 cm de profondeur c'est-à-dire à 1cm de la face chaude, ne dépasse pas 500°C. En face externe, c'est-à-dire à 4 cm de la face chaude, la température atteint environ 140°C après une heure d’exposition.

Fig. 10. Banc d'essai au poinçonnement TABLEAU VII EFFORT DE POINÇONNEMENT RESIDUEL DES PLAQUES APRES TESTS A LA FLAMME

Mortiers

Fmax (kN)

Non fibré percé

7,028

Non fibré

7,234

Fibré percé

4,645

Fibré

5,535

VI. Ecaillage durant la chauffe Fig. 9. Propagation de la chaleur dans le mortier non fibré (MN) et fibré polypropylène (MNP)

Après chauffage, une partie des fibres polypropylène est toujours présente côté face extérieure, le front de leur détérioration est voisin de 200°C.

La perte de masse à la fin de l’essai est quasiidentique pour les deux compositions. Le taux de perte

Leur température de fusion, voir de carbonisation, est donnée par les manufacturiers à 250°C. Au-delà de cette 163

M. Ezziane, L. Molez, R. Jauberthie, T. Kadri lorsque l’échantillon n’est pas chauffé. La reprise des efforts de part et d’autre des fissures par leur intermédiaire est importante et se traduit par de la ductilité. En dessous de 400°C, en plus de cet effet de « couture », les fibres ont un rôle « anti-fissuration » en permettant l’évacuation des surpressions de fluides dans la matrice. Ce phénomène s’atténue très rapidement entre 400 et 500°C pour disparaître à 500°C.

valeur, la porosité qui en découle est réputée faciliter le transfert de vapeur et ainsi éviter le spalling. C’est ce dernier point que nous allons vérifier. Les mortiers fibrés sont adjuvantés de façon à réduire le rapport eau/ciment à 0,4. Ils sont ensuite exposés à la flamme. Après quelques minutes, les mortiers fibrés s’écaillent. Le comportement du mortier fibré avec un faible rapport E/C est écaillé (voir Fig. 11b) alors que le mortier non fibré mais avec un rapport E/C de 0,5 ne s’est pas écaillé (voir Fig. 11a). Le rôle des fibres est négatif vis-à-vis de l’écaillage pour les mortiers de faible rapport eau/ciment et qui doivent résister à la flamme.

Les échantillons fibrés présentent un module d’Young plus grand que les échantillons non fibrés avec un écart qui s’accentue jusqu’à 400°C et diminue audelà. A 500°C, ils sont identiques. Le module d’Young des échantillons fibrés devient quasiment nul après 500°C. L’énergie de fissuration est, à 20°C, trois fois plus grande pour les échantillons fibrés par rapport aux échantillons non fibrés. Ce rapport chute à 1,5 à 400°C. L’effet du fibrage est négatif au-delà de 500°C. Des essais à la flamme il ressort que, au point de vue protection thermique le mortier fibré joue parfaitement son rôle. La face non exposée est à 140°C après une heure. Les résultats sont plus mitigés pour les résistances résiduelles au poinçonnement. Le fibrage polypropylène limite la fissuration du mortier lors de la chauffe mais ceci ne se traduit pas par une augmentation de la résistance au poinçonnement.

a)

Les fibres de polypropylène, en fondant dès 200°C, sont supposées créer une porosité permettant de limiter les pressions dues à l’évaporation de l’eau lors du traitement thermique et ainsi de réduire la fissuration lors de ce traitement. Pour vérifier cette donnée non avons conçus des mortiers fibrés mais avec un rapport eau/ciment = 0,4. Cet essai s’est accompagné très rapidement d’écaillage des mortiers fibrés. Ce phénomène n’a pas été observé pour les mortiers non fibrés avec un rapport eau/ciment = 0,5. Des essais complémentaires sont à réaliser avec un taux de fibrage en polypropylène plus élevé afin d’établir des connections entre pores dans l’hypothèse où le rapport eau/ciment est réduit.

b)

Fig. 11. Test d’écaillage des mortiers : a) mortier non fibré , b) mortier fibré

References [1]

VII. Conclusions [2]

Cette étude a mis en évidence l’apport de fibres polypropylène dans les matériaux de construction à base cimentaire lors d’augmentations de températures ou bien d’exposition à la flamme. Pour cela, nous avons étudié le comportement mécanique de mortiers ordinaires et de mortiers renforcés de fibres de polypropylène, traités thermiquement à 400°C, 500°C, 600°C, 700°C, 800°C et 1000°C. Deux types de traitement ont été réalisés : un chauffage au four et un chauffage brutal à la flamme.

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Dans le cas d’un chauffage au four, l’effort résiduel, post pic, met clairement en évidence, le rôle des fibres

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165


Electromagnetic shielding, structural and thermal properties of PANI/PU composites S. Zeghina1, S. Lamouri1, N. Fodil-Cherif1, C. Liang2, J. Gest2, J-C. Carru2 1.

2.

Laboratoire de Chimie Macromoléculaire. Ecole Militaire Polytechnique. BP17, Bordj El Bahri.16111. Alger. Algérie. UDSMM, Université de Littoral Côte d’Opale, BP717, Centre de la Mi-Voix, Calais, France.

ABSTRACT Conducting polymer composites based on conductive organic/inorganic fillers dispersed in insulating matrix have been widely investigated during last decade because of their widespread applications such as electromagnetic shielding materials, microwave absorbers and electrostatic discharges. In this context, the aim of the present work is the elaboration of composites based on polyaniline (PANI) and polyurethanes (PU). The polyurethanes were made respectively from aliphatic (HDI) and aromatic (TDI) polyisocyanate, in order to check the influence of the nature of the isocyanate on the structural, thermal and dielectric properties of the composites. The PANI-HCl was synthesized following an internally optimized process which has allowed us to obtain high conductivity value around 15 S/cm. This later has pushed us to prepare a formulation composites based on (PANI/PU-HDI) and (PANI/PU-TDI) with different concentrations of PANI ranging from 0 to 30 %wt. The composites percolation threshold was deducted from the electrical conductivity measurement. The structure of the samples was investigated by X-ray diffraction, which revealed behavior that varied as a function of the concentration of PANI in composites and the nature of polyisocyanate used. The composites thermal analysis was carried out by using differential scanning calorimetry (DSC). Clear increases in glass transition temperature have been observed within the different incorporated PANI content. In the meanwhile, the dielectrics constants and alternative conductivity were investigated at room temperature in the frequency range of 8 to 18GHz, it was concluded that composite dielectric properties were influenced by PANI loading and polyurethane components nature. The best electromagnetic shielding effectiveness measured in the microwaves bands was recorded with (PANI/PU-HDI) films after percolation threshold. Keywords: Polyaniline, polyurethane, composites, electromagnetic shielding effectiveness.

I. Introduction Conjugated polymers have attracted much attention due to their unique electrical properties. They have wide use in a number of applications [1]. Among these polymers, the members of the polyaniline (PANI) family show much expectation due to their simple routes of synthesis, environmental stability, and ability to be doped for altering electrical conductivity, either by protonic acids or by oxidants/reductants. In the self-doped state, they show high electrical conductivity over a wide range of pH [2, 3]. However, the major problem still exists in a practical use of PANI and other ICP because of their infusibility and poor mechanical characteristics. An alternative approach is the use of PANI in a form of conducting composites or composites with conventional polymers [4]. The polymer composites with high dielectric constants are being developed by the electronics industry in response to the need for power–ground decoupling to secure the integrity of high speed signals and to reduce electromagnetic interference (EMI) [5, 6].

The synthesis process was carried out according to IUPAC recommendations [7] with some changes: temperature reaction -7°C, reaction time 20 h and pH=1. The polyaniline synthesized was dried for 72 h at 40 °C, crushed and sifted to keep only particles having a size less than 10 μm with normalized sieve type Retsch. II.2. Preparation of polyurethanes and composites Polyurethane matrix was synthesized by one-shot polymerization of polyester [8] with 1,6-hexamethylene diisocyanate (HDI) for PU-HDI and 2,4-tolylene diisocyanate (TDI) for PU-TDI at 40°C. The composites PANI/PU-HDI and PANI/PU-TDI were elaborated with mass ratio of PANI from 5 to 30 %wt, in order to minimize the alteration of the polyurethane mechanical properties and better estimation of the percolation threshold value. Polyaniline in the form of fine powder was dispersed in tetrahydrofuran using ultrasonic bath followed magnetic stirring to improve the dispersion quality. We obtained a colloidal dispersion of fine particles. Polyester resins was mixed to the solution of dispersed polyaniline with moderate stirring speed for 1 h, then the diisocyanates (HDI and TDI) was added after 30 minutes with stirring.

II. Experimental procedure II.1.

Preparation of PANI-HCl salt

166

S. Zeghina, S. Lamouri, N. Fodil Cherif, C. Liang, J. Gest, J-C. Carru. The mixtures obtained were deposited in boxes kneaded, dried at 40 °C until complete evaporation of the solvent. The films obtained had thickness ranging from 100 to 160 µm.

IV.2.X-ray diffraction analysis X-ray diffraction was used to probe crystalline structures and phase identification of the samples. XRD patterns of the HCl-doped PANI, PANI/PU-HDI and PANI/PU-TDI composites were presented on Fig. 2. PANI synthesized presented three mains reflections located respectively at 2- = (14.6°, 20.6° and 25°) which correspond to orthorhombic structure of the emeraldine salt [9]. The high crystalline phase is confirmed by presence of the peak at 2- = 25°. The polyurethane is completely amorphous, as evident from a single broad maximum centered at 2- = 19°. For composites, it is found that by increasing PANI content the height of the maximum at 2- = 19° decreases and shifts toward higher values. The peak at 2- = 25° starts to appear after the percolation threshold which indicates an ordering in the chains of the composites [10]. The crystalline structure is better in PANI/PU-HDI than PANI/PU-TDI composites.

III. Characterization The electrical conductivity was measured at room temperature with a four-probe method using a Minirosion LTD type BA model. For this, pellet of compressed PANI powder was prepared under a pressure of 70 kN with a thickness of 0.7 mm. The composites PUHDI/PANI and PU-TDI/PANI were presented by thin films. XRD analysis of the samples was performed at room temperature using a Italstructures APD 2000 X-Ray diffractometer at a wavelength of 1.5418A°, operating at 40 kV and 40 mA, in the range of 2θ = 10–50°. The differential scanning calorimeter type Netzsch STA 449C (204 F1) Phoenix, was used to study the miscibility and the compatibility of the polymers composites. The analyses were operating at heating rate of 10 °C min-1, from -150 to 220°C with a constant nitrogen flow. The electromagnetic parameters (S11, S21) were measured using an Agilent technologies E8362B Vector Network Analyzer (Agilent Technologies) working from 8GHz to 18GHz. In this frequency range, two sets of wave-guides were used: WR-90 for the X band and WR62 for the Ku band. The wave-guides were linked to the vector network analyzer using two cables with standard APC-7 connectors.

IV. Results and discussion IV.1.Electrical measurements The conductivity of polyaniline was measured three times at different positions of the sample; it was equal to 15 S.m-1. This value is slightly higher than that given by the reference [7] and it may be ascribed to high levels of protonation of the PANI chains as result of high doping. As can be seen from Fig. 1, the plot of conductivity versus PANI content showed that the percolation threshold of composite films is in the range of 15 and 18 %wt of PANI for PANI/PU-HDI and PANI/PU-TDI, respectively. This result shows that the formation of conductive paths is influenced by the type of insulating matrix components.

Fig. 2. X-ray diffraction of polyaniline, polyurethane and its composites.

IV.3.Differential scanning calorimetry analysis The differential scanning calorimetry (DSC) analysis is used to study the miscibility and the compatibility of the polymer composites. The existence of a single glass transition temperature (Tg) for a mixture of two polymers was initially seen as a sign of miscibility [11]. PANI-HCl is stable and doesn’t exhibit any transition in the range 150 to 220 °C because it has a rigid main chain and degrades before the melting temperature of PANI [12]. The thermograms of composite films prepared exhibit the characteristics of the host polymer PU-HDI and PUTDI. We record only the appearance of glass transition temperature of soft segments. As can be seen from table 1, the values of the (Tg) of composite films shift to the high values as the PANI weight increases for the two

Fig.1. Evolution of electrical conductivity with PANI content in the composites.

167

S. Zeghina, S. Lamouri, N. Fodil Cherif, C. Liang, J. Gest, J-C. Carru. series of composite. This result indicates the existence of a partial miscibility of PANI with host matrix PU.

shown on Fig. 4 and Fig. 5, respectively. The real part (ε′) and AC conductivity (σAC) have the same evolution as function of PANI content. But for the composites based on HDI at 20 and 30 % of PANI content, we notice higher values of (ε′ and σAC) than those based on TDI. The aliphatic polyisocyanate favored the network conductivity than the aromatic polyisocyanate.

TABLE I GLASS TRANSITION TEMPERATURES OF THE PREPARED COMPOSITES. PANI (%wt)

Tg (°C) PU-HDI/PANI

Tg (°C) PU-TDI/PANI

0

80.1

15.2

5

82.3

19.2

10

83.9

24.5

15

86.0

28.0

20

86.3

32.8

25

96.0

33.3

30

107.0

36.2

Fig. 4. The composites frequency dependence of real permittivity with PANI content.

Fig.3. DSC curves of pure polyurethane and its composites.

IV.5. Dielectric and electromagnetic shielding effectiveness A dielectric characterization was carried out to obtain more information on composites structure. The dielectric parameters were determined by using of the following equation: ` ∗ = ` b − c` bb (1) `b =

` bb =

KD(efghijfk)

Kl KD(efghijfk) ∙n o.pl .q

(2) (3)

where ε′ and ε″ are the real and imaginary parts of the complex permittivity ε*. A and d are the area and thickness, respectively, of the sample. Cp and Gp are capacitance and conductance of measurement, ε0=8.854×10–12 Fm–1 is the permittivity of the free space and ω is the angular frequency. The real part of the complex conductivity σAC = ω.ε0.ε'' is equivalent to a dielectric conductivity [13, 14]. The composites frequency dependence of real permittivity and AC conductivity with PANI content are

Fig. 5. The composites frequency dependence of AC conductivity with PANI content.

Shielding effectiveness (SE) is typically used to assess the shielding properties of a material and is defined as the ratio of the power transmitted through the material (Pt) to the incident power (Pi): x rs(Zt) = −10 log ( g) (4) xj

168

S. Zeghina, S. Lamouri, N. Fodil Cherif, C. Liang, J. Gest, J-C. Carru. Furthermore, the dielectric constants and shielding effectiveness increase with increasing PANI concentrations in the composites. The PANI/PU-HDI films absorb electromagnetic wave better than those based on PU-TDI. This result is due to the dipole polarization of composite which is influenced by the nature of the polyisocyanate used.

For a shielding material, total SE is the sum of rs = rsy + rsq + rs\ , where SER is the shielding resulting from reflection, SEA is due to absorption and SEM is due to multiple reflections [15]. Fig. 6 shows the electromagnetic interference SE of the PANI/PU-HDI and PANI/PU-TDI at different loadings of PANI in the frequency range of 8–18GHz.

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Fig. 6. Evolution of the shielding effectiveness for the composites with PANI content.

The SE value increases with the addition of conducting polymer to the PU matrix. SE is nearly constant over the entire frequency range studied with values of -10 and -8 (dB) for PU-HDI/PANI and PU-TDI/PANI films respectively.

V. Conclusion In the present study, two series of composite (PUHDI/PANI) and (PU-TDI/PANI) were prepared using one-shot polymerization process. The elaborated composite films based on aliphatic and aromatic polyisocyanate presented percolation threshold about 15 and 18 %wt of PANI, respectively. The peak of crystalline phase starts to appear after the percolation threshold in composites and the crystalline structure is more important in PANI/PU-HDI than PANI/PU-TDI films. Glass transition temperatures of the prepared composites shift to the high values as the PANI weight increases for the two series of composite, indicating the existence of a partial miscibility of PANI with host matrix PU.

169


Optimisation des conditions de synthèse d’un analogue de la pollucite simulée au potassium, matrice potentielle pour le confinement du césium D. Moudir 1,2, N. Kamel 1, H. Belabes 3, Z. Kamel1, F. Aouchiche 1, S. Kamariz 1, Y. Mouheb 1 R.Souag2, A. Djeridi2 1.

2.

3.

Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Département de Spectrométrie, 2. Bd Frantz Fanon, B.P. : 399, Alger-RP, Alger, Algérie Unité de Recherche Matériaux, Procédés et Environnement URMPE, Université M’hamed Bougara, Avenue de l’Indépendance, 35000 - Boumerdès Algérie

Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, B.P. :111, El-Alia, Bab Ezzouar, Alger, Algérie

RESUME La pollucite, CsAlSi2O6, est un bon candidat du confinement du césium Cs, contenu dans les déchets radioactifs. L’objectif de cette étude est l’optimisation des conditions de synthèse d’une pollucite simulée au potassium (K), ayant pour formule chimique: KAlSi2O6, par voie sèche à 1100°C. Le potassium est un analogue chimique du césium radioactif. Le matériau obtenu est caractérisé par ses propriétés physiques et microstructurales. L’optimisation des conditions de synthèse est réalisée par les études de compactage, dilatométrique, et l’étude de l’atmosphère de frittage. L’étude de compactage a permis de déterminer la meilleure densité frittée. L’étude dilatométrique a montré que pour l’intervalle de température délimité entre 320 et 760 °C, la structure du matériau final se forme. Le matériau obtenu sous atmosphère inerte d’azote a donné des propriétés représentatives de celles de la pollucite naturelle, avec une densité frittée de 1.203 g/cm3, et une densité par immersion de 1.3104 g/cm3. L’identification de phase du matériau par diffraction des rayons X (DRX) a montré que le minéral obtenu peut être identifié à un étalon aluminosilicate: KAlSi2O6. L’analyse par microscopie électronique à balayage (MEB) du matériau a donné une taille moyenne des grains comprise entre 20 et 50 μm. L’analyse thermique différentielle (ATD) a permis de déterminer le point de fusion du minéral, qui est de 1290°C, soit dans l’intervalle de fusion des minéraux de cette famille, les feldspathoïdes. Mots clés: Pollucite, Césium, déchets radioactifs, DRX, MEB, ATD. traitement thermique (étude dilatométrique) et l’atmosphère de frittage. Les caractéristiques physiques I. Introduction de base du meilleur matériau de synthèse sont élucidées. Différentes matériaux, vitreux ou cristallins, sont envisagés pour confiner spécifiquement le césium, élément contenu dans les déchets radioactifs. A cet effet, II. Partie expérimentale plusieurs matrices minérales ont fait l’objet de Les réactifs suivants sont utilisés : SiO2, Al2O3 et développements à l’échelle de laboratoire, parmi K2CO3 en quantités adéquates, en accord avec la lesquelles des céramiques à base de silicates (pollucite), stœchiométrie du produit final, KAlSi2O6. Ils sont de phosphates (apatite, rhabdophane) ou de titanates broyés dans un mortier manuel en agath, jusqu’à une (hollandite) [1]. granulométrie fine (< 28 µm). Ensuite, ils sont tamisés, La Pollucite, de formule chimique : puis séchés une nuit à 450°C pour éliminer l’humidité et (Cs,Na)2Al2Si4O12·2H2O appartient à la famille des les impuretés volatiles. Ensuite, au mélange de réactifs, zéolites. Sa structure cristallographique est cubique [2on ajoute 6 % de liant organique (le stéarate de zinc). Le 3]. Elle peut contenir jusqu’à 40 % massique de césium. mélange est homogénéisé au moyen d’une tamiseuse+ En effet, le rayon ionique de l’ion Cs (rCs+ =1,74 Å) homogénéiseuse pendant 8 h. + est voisin de celui de K (rK+ = 1,64 Å) [4-5]. Les poudres d’oxydes purs sont compactées en Dans la pratique, le césium est un élément difficile à pastilles cylindriques, au moyen d’une presse uni-axiale, manipuler, pour des raisons de sécurité, et pour son prix à des pressions comprises entre 174 et 520 MPa. Les de revient élevé. Il est donc remplacé par son simulateur pastilles sont frittées à 1100°C pendant 15 h, dans un chimique, le potassium, aux propriétés physicofour Carbolite 1600RHF. La densité géométrique des chimiques similaires [6]. pastilles crues et frittées est mesurée. L’objectif de cette étude est l’optimisation des Nous avons optimisé la pression de compactage, en conditions de synthèse d’une pollucite simulée au mesurant la variation de la pression du matériau en potassium (K), de formule chimique : KAlSi2O6, par la fonction de la densité ; le traitement thermique, par voie sèche. La pollucite simulée est appelée : leucite. l’étude dilatométrique ; et l’atmosphère de frittage en Nous avons optimisé la pression de compactage, le effectuant le frittage sous air et sous azote. 170

D. Moudir, N. Kamel, H. Belabes, Z. Kamel, F. Aouchiche, S. Kamariz, Y. Mouheb, R.Souag, A. Djeridi L’identification de phase du produit cristallin a été réalisée par analyse par diffraction des rayons X (DRX) au moyen d’un diffractomètre Philips X’Pert Pro, en utilisant le logiciel de traitement des données Philips X’Pert High Score Plus [07]. Un microscope électronique à balayage (MEB) de type Philips XL30 muni d'une sonde EDX a permis l’observation micrographique, et l’estimation de la cohésion de la microstructure. L’analyse thermique différentielle (ATD) a été réalisée à l’aide d’un équipement NETZSCH STA 409 PC/PG.

1,8

Df=f(P)

1,7

3

df (g/cm )

1,6 1,5 1,4 1,3 1,2 150

200

250

300

350

400

450

500

550

P(MPa)

III. Résultats et discussions Fig. I.a. Matériau fritté

III.1. Etude de compactage

Fig. 1. Courbes de compactage de la pollucite simulée, crue et frittée

L’étude de compactage est réalisée dans le but d’obtenir les meilleures conditions de compactage du matériau. Elle est réalisée à l'aide de moules cylindriques remplis manuellement. Nous avons déterminé la densité géométrique des pastilles crues (dc) et frittées (df) à différentes pressions de compactage (P). Nous avons déterminé la densité géométrique des pastilles crues (dc) et frittées (df), pour différentes pressions de compactage (Tableau I). Les courbes de compactage correspondantes sont données à la fig.1. Les résultats obtenus montre que la densité crue croit avec la pression de compaction et après frittage, la densité croit lentement, puis décroit légèrement avec la pression de compaction. Donc la courbe obtenue pour la densité frittée montre une densité optimum de 1.203 pour la pression de 315 MPa.

III.2. Etude dilatométrique La dilatométrie du matériau est suivie pour la pression optimum de compactage, qui est de 315 MPa, avec le cycle thermique suivant : de 200 à 1100 °C, avec un pas de chauffage de 6°/min, un palier de : 1100 °C pendant 20 h, et un pas de refroidissement de 8°/min. Pour un volume d’échantillon initial Vo de 1324.6875 mm3, les dimensions des échantillons cylindriques sont mesurées à différentes températures. Après avoir observé les changements de surface et de hauteur, on a déterminé les variations de volume de la matrice par rapport à son volume initial (ΔV/Vo). La courbe dilatométrique du minéral est donnée à la fig.2. 1,5

TABLEAU I EVOLUTION DE LA DENSITE CRUE (dc) ET FRITTEE (df) DE LA POLLUCITE SIMULEE EN FONCTION DE LA PRESSION DE COMPACTAGE. P(MPa) dc (g/cm3) df (g/cm3) 175 1,516 1,253 230 1,552 1,720 315 2,056 1,355 350 1,463 1,520 400 1,589 1,470 470 1,630 1,450 520 2,694 1,500

Ä V/Vo

1,0

0,5

0,0

200

400

600

800

1000

T(C°) 2.8 2.6

Fig. 2. Courbe dilatométrique de la pollucite simulé

Dc=f(P)

3

dc (g/cm )

2.4

L’étude dilatométrique montre une décroissance en exponentiel de la variation du volume du matériau par rapport à la température. La courbe obtenue comprend trois zones : une forte variation de volume, de 200 à 320°C, indiquant le départ du liant et le retrait du matériau. A partir de 320°C, la variation du volume est aléatoire, indiquant les changements de volume et de composition, au sein du matériau. Pour l’intervalle de température, délimité entre 320 et 760 °C, la structure du matériau commence à se densifier. A partir de 760 °C, le volume du matériau commence à se stabiliser. Le

2.2 2.0 1.8 1.6 1.4 150

200

250

300

350

400

450

500

550

P(MPa)

Fig. 1.a. Matériau cru

171

D. Moudir, N. Kamel, H. Belabes, Z. Kamel, F. Aouchiche, S. Kamariz, Y. Mouheb, R.Souag, A. Djeridi squelette cristallin de la leucite commence à prendre forme, et la vitesse du frittage devient constante. La température de frittage que nous avons choisi (1100°C) est supérieure à 760°C. Elle convient donc pour la synthèse [8].

La courbe donnant la densité crue en fonction de la pression montre que pour la densité est optimum pour une pression de compactage située autour de 230 MPa. Au-delà de cette région, la densité crue baisse légèrement. Donc les pastilles ne résistent pas aux fortes pressions. La densité des pastilles frittées est une fonction croissante de la pression de compactage. La courbe obtenue pour la densité frittée montre une valeur maximale de densité (1.203 g/cm3) pour une pression maximale de 315 MPa.

III.3. Influence de l’atmosphère de frittage Le choix de l’atmosphère de frittage, oxydante ou réductrice, joue un rôle très important sur les caractéristiques et les propriétés du produit final. En effet, beaucoup de réactions à l’état solides sont gênées par un flux trop important d’anions oxygène à l’intérieur des réseaux cristallins lors de la réaction de synthèse. Une atmosphère inerte, sans oxygène, facilitera les réactions entre cations, avec uniquement l’interférence des oxygènes provenant des oxydes, dont une grande partie s’évapore au cours de la synthèse. Le frittage sous air atmosphérique est réalisé, à 1100°C, pendant 15 h, avec le cycle thermique suivant: Pour le chauffage : un pas de 6°/min de 150 à 330°C, puis de 7°/min, allant de 330 à 610°C, puis un pas de 6°/min de 610 à 730°C, et finalement un pas de 9°/min pour un intervalle de température de 730 à 1100°C. Le refroidissement se fait de 1100°C à la température ambiante, avec un pas de 9 °/min. Le frittage sous atmosphère inerte d’azote est effectué à la température de 1100°C, pendant 15 h, avec le même cycle thermique que pour le frittage sous atmosphère oxydante.

III.4. Caractérisation microstructurale L’analyse DRX de la pollucite simulée a permis d’obtenir les spectres données aux fig.4.a et fig.4.b, respectivement pour le matériau synthétisé sous atmosphère oxydante et réductrice. Le matériau de synthèse peut être identifié au composé étalon, de formule chimique : KAlSi2O6, ayant pour fiches JCPDS : [00-015-0047] et [01-071-1147], respectivement, pour le matériau synthétisé sous atmosphère oxydante et réductrice. La structure du minéral synthétisé est tétragonale, de groupe d’espace I41/a. Ce résultats montre que nous avons synthétisé avec succès la pollucite simulée au potassium, KAlSi2O6, dite leucite. 4000 3500 3000

Nous avons déterminé les courbes de compactage du matériau dans les deux cas. Les résultats obtenus sont donnés au tableau II et à la fig. 3.

Counts

2500

TABLEAU II EVOLUTION DE LA DENSITE DU MATERIAU EN FONCTION DE LA PRESSION DE COMPACTAGE, SOUS ATMOSPHERE INERTE DE SYNTHESE 3

P (MPa) 175 230 315

dc (g/cm ) 1,613 1,698 1,865

2000 1500 1000 500 0 20

3

df (g/cm ) 0,980 1,010 1,203

40

60

80

100

Position 2Théta

Fig. 4.a. Atmosphère oxydante

1200 1000 3

dc (g/cm ) 3 df(g/cm )

800

Counts

3

d(g/cm )

1,6

1,4

600 400 200

1,2

0 20

40

60

80

100

120

Position2Théta

1,0 200

250

300

Fig. 4.b. Atmosphère réductrice

P(MPa)

Fig. 4. Spectres DRX de la pollucite simulée synthétisée sous atmosphère oxydante et réductrice.

Fig. 3. Courbes de compactage du matériau pour le frittage sous atmosphère inerte

172

D. Moudir, N. Kamel, H. Belabes, Z. Kamel, F. Aouchiche, S. Kamariz, Y. Mouheb, R.Souag, A. Djeridi Une observation typique au MEB de la pollucite simulée est donnée à la fig.5, qui reflète la structure générale des pores et grains pour le grossissement choisi. On constate que la structure des grains est uniforme. Elle est bien resserrée, ce qui indique une bonne qualité de frittage, en particulier sous atmosphère inerte, malgré la porosité des échantillons. La distribution des pores n’est pas abondante en surface, et elle est régulière. Pour l’ensemble, la taille des grains est de l’ordre de quelques dizaines de micromètre.

Un spectre ATD typique du matériau est donné à la fig.6. Nous constatons deux pics de cristallisations à 370 et à 1000°C, en phase solide. La fusion se traduit pat le point d’inflexion à la fin du pic de 1000°C, soit à 1300°C, par un plateau. Il s’ensuit la fusion, qui se traduit par la descente du pic. On retrouve la recristallisation lors du refroidissement à la fin du diagramme, en dessous de 1000°C. La limite inférieure de 700°C peut être abaissée (à 370°C) dans le cas de la leucite pure, car la leucite naturelle est souvent accompagnée de quartz, qui fait augmenter ces températures. Le point de fusion du quartz étant de 1700°C. A environ 1290°C, le point d’inflexion du second pic de cristallisation indique le début de la fusion de la leucite. En effet, les feldspaths et feldspathoïdes ont des températures de fusion comprises entre 1100 et 1300°C. Les feldspathoïdes, comme la néphéline : 2Si02 Al2O3 (K ou Na) O, et la leucite : 4 SiO2 Al2O3 K2O, fondent dans la limite supérieure de cet intervalle [9].

Fig. 5. Micrographie typique MEB du matériau synthétisé.

Fig. 6. Spectre ATD du matériau

réalisée par les études de compactage, dilatométrique, et l’étude de l’atmosphère de frittage. L’étude de compactage a montré que la meilleure densité frittée est de 1.461 g/cm3. Elle est obtenue pour la pression la plus faible de 175 MPa. L’étude dilatométrique a montré qu’à partir de 760°C, le squelette cristallin de la leucite commence à prendre forme. Le matériau obtenu sous atmosphère de frittage réductrice est le meilleur. Il a une densité de 1.3104 g/cm3, à 315 MPa. Cette valeur est représentative du

IV. Conclusion Dans cette étude, nous avons optimisé les conditions de synthèse d’une pollucite simulée au potassium, ayant pour formule chimique: KAlSi2O6, par la voie sèche (céramique). Cet analogue naturel est connu pour ses bonnes capacités de stockage des déchets radioactifs de haute activité, et surtout pour l’incorporation du Cs en tant qu’alcalin majoritaire. L’optimisation des conditions de synthèse a été 173

D. Moudir, N. Kamel, H. Belabes, Z. Kamel, F. Aouchiche, S. Kamariz, Y. Mouheb, R.Souag, A. Djeridi matériau synthétisé. L’identification de phase du matériau par DRX a montré que ce dernier est monophasique et peut être identifié à des étalons aluminosilicates de formule chimique : AlSi2O6. L’analyse MEB a permis d’observer la distribution des grains et pores du matériau. Pour l’ensemble, la taille des grains est de l’ordre de quelques dizaines de micromètres (20 - 50 µm). L’analyse ATD a permis de localiser le point de fusion de la pollucite simulée à environ 1290°C. Une étude complémentaire du comportement de ce matériau à la lixiviation est nécessaire pour pouvoir conclure sur son utilisation possible comme matrice de conditionnement des déchets radioactifs.

[3]

[4]

[5]

[6]

[7]

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V. Références [1] [2]

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174

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Electron Backscattered Diffraction Study of Cleavage Fracture Initiation in Low Carbon Steel A. Boumaiza1, R. harieche2, N. Rouag3 1

2

3

Laboratoire de Physique de Rayonnement et Applications, Université de Jijel, Ouled Aissa BP 98 Jijel 18000 Algérie Departement de Physique, Faculté des Sciences Exactes et Sciences de la Vie et de la Nature Université de Jijel, Ouled Aissa BP 98 Jijel 18000 Algérie Laboratoire Microstructures et Défauts, Faculté des Sciences, Université Mentouri Constantine 25000 Algérie

ABSTRACT Advances in techniques for measuring individual crystallographic orientations have made possible to investigate the role of local crystallography during crack propagation in polycrystalline materials. The change in crystallographic orientation distribution during deformation by deep drawing in low carbon steel has been investigated in order to understand the deformation mechanisms leading to crack propagation. The well-known strain rate dependence of the deformation behaviour was examined by SEM-EBSD (scanning electron microscopy/electron back scatter diffraction pattern) analysis. This tool was used particularly to characterize the various crystallographic parameters. Evolution of grain boundary distribution during plastic deformation strongly depends of strain rate. Fraction of low angle grain boundaries increased after deformation with high strain rate, presumably due to dislocation activity, while fraction of random boundaries was high in the specimen deformed with low strain rate, and one observes conservation of initial texture. Further, the intragranular misorientation, transgranular misorientation and local orientation are analyzed in relation with the accommodation process during plastic deformation. Keywords: crack propagation, strain rate, grains boundaries, texture, EBSD The global behaviour of industrial metals is essentially controlled by the local micro-stress I. Introduction concentrations. Strain localization that appears may Industrial metals always undergo various external locally lead to a strong decrease of the ductility and stresses during fabrication and under service conditions. therefore to a material rupture. The EBSD technique When they possess a heterogeneous microstructure, the (Electron Back Scattering Diffraction) allows the usual mechanical properties do not allow accurately correlation between the microstructure characteristics determining the risks of cracking that often occurs and the distribution of plastic deformation and stresses throughout manufacturing and service. In the plastic [7]. deformation studies, the microstructure is a basic factor EBSD is presently used predominantly in nearly all of predicting the mechanical material behaviour. The metallurgy research approaches and has become a presence of microstructural inhomogeneities will common technique used in the characterization of certainly affect the agreement between predictions based polycrystalline materials [8]. Since its advent, the on homogeneous deformation and the experimental method has become increasingly useful in the analysis of observations [1,2].Crack propagation and stops is an grain size and distribution, grain boundary important topic in the formability field [3,4]. It is often disorientations and texture analysis of materials. The required in safety analysis to consider that a crack might EBSD technique makes it possible to extract both local be initiated and lead to its propagation. It is important to and global information about the material structure; it know whether or not the material will be able to stop the allows a complete microstructure characterization from crack before it goes through the entire structure, during local measurements. its response to the external stresses. To answer this The initial texture of the material is an essential question, it is essential to consider the combination of parameter related to its mechanical behavior. In the “micro and macro” effects [5,6]. Undeniably, the metallurgical considerations of formability, the texture phenomenon of localization is a result of both the analysis links the crystallographic characteristics of the external solicitation (loading, piece geometry) and the material to stress distribution [9]. The strong drawing microstructure properties. It is this duality that makes deformations are accompanied by a noticeable the success of the micro-macro approaches which are modification of the initial texture. The low carbon steels based on changes of dimension scales. Therefore, such generally possess a fiber texture {111}, approaches allow a more comprehensive study, closer to favourable to deep drawability [10]. In the present the material behaviour during use. study, the investigated sheet possesses such fiber with a main component {111}<112>. After drawing, this fibre 175

A. Boumaiza, R. harieche, N. Rouag is kept with a change of the main component to bcc orientation deformation {111}<110>. The industrial problem is the initiation and propagation of cracks during forming. The average mechanical parameters of the sheet (Re=230 N.mm-2, Rm=311 N.mm-2, A%=36, HV= 140 Kg.mm-2) are correct and do not allow an appreciation of the risk of cracking.

. .

II. Experimental procedure The material used in the present study is a primary recrystallized steel sheet of 1.5mm thickness, containing 0.07% C, 0.03% Si, 0.38% Mn, 0.025% P, 0.012% S, 0.02% Al, 0.007% N (wt%). The samples (1cm²) examined by EBSD are polished on standard emery papers up to grade 1200 and with the diamond paste up to 0.5µm. They are subsequently electropolished in a solution of: 25vol. perchloric acid (d=1.67), 235 vol. acetic acid (d=1.05) and 250vol. monobutyl ethylene glycol ether (d = 0.9), at (-5 / -2) °C, using an applied voltage of 25V with 0,5A. To study the anisotropic mechanical behaviour in relation with the structural characteristics, we have considered the mechanical characteristic evolution on the rolling plane. Different samples were used for tensile tests up to fracture with different angles in respecting to the rolling direction (ranging from 0° to 90°, with a step of 15°). Tensile tests were conducted on a ZWICK universal testing machine using constant crosshead speed 0.2cm/min. For the initial state, the Vickers micro-hardness was measured with 200g of loading. The macroscopic mechanical characteristics were obtained with the average of five measurements on the specimen. The characterisation of the global matrix texture was performed by X-rays and locally completed by the EBSD technique near the crack. The misorientation profiles were drawn taking into account the point to point and the point to origin misorientation. The point to point misorientation is the misorientation detected between neighboring points along a line selected through the scan area. The point to origin misorientation gives the misorientation for each point on the scan line, relative to the first point. After selecting a point of origin in a given grain, the point to origin misorientation recorded over the area was used to draw in-grain misorientation maps

(a) Crack propagation

'u1v1w

A

'u2v2w2(

B (b)

Figure 1. (a) SEM image of the analysed crack; and (b) geometry of the crack propagation.

Figure 2 shows the initial microstructure observed in section (RD-TD) for this carbon steel. In this section the grain size distribution was very heterogeneous and there are gatherings of small and big shared in clusters. These two populations react differently during the deformation. As a consequence, the distribution of stress will be heterogeneous in the clustered matrix [11]. The existence of these different populations can conduct to regions with alternating high and low dislocation densities during deformation by deep drawing.

Figure 2: Microstructure of the initial state of the steel sheet obtained by EBSD

III. Results and discussions The effect of plastic anisotropy is clearly apparent in the deep-drawing test of cylindrical cups. In this test, the crack progress with a zigzag by a globally ductile rupture of the material with some secondary fissures around the main line figure 1(a). The geometry of the crack propagation is illustrated in figure 1(b).

Figure 3 shows the local orientation characterization performed by EBSD in the area around the crack. We can note the existence of a fiber texture {111}, with a variation from <110> to <112> for orientation. This local characterization gives a similar component texture to the one obtained by global analysis.

176

A. Boumaiza, R. Harieche, N. Rouag

50°-55°

Line (1)

(b)

Figure 3. (a) Pole figure 01001, and (b) invese pole figure of the mixed fracture during deep drawing

Figure 4(a) shows a misorientation profile across the crack when passing to the areas identified by A and B. Except for the peak which corresponds to the crack position, the misorientation profile along line (1) between the neighbouring grains shows a perfect continuity of the observed evolution Fig 4(b). This continuity of the observed evolution clearly indicates that it is the same grain along the considered profile, on the two sides of the crack. The right side corresponds to orientation {111} <112> whereas the left side includes orientations from {111} <112> towards {111} <110>. The peak misorientation around the distance 40-50 micron-meter takes 50°-55°, that this clearly demonstrates the change from {111}<112> to {111}<110>, ideally being 54.7°. The inverse pole figures corresponding to the points of profile line 1 are reported in figure 4(c). A detailed analysis of orientations inside grains shows that almost all of them show weak variations in their orientations (111)<110>.

A

112

(c) Figure 4. (a) Crack propagation, (b) Misorientation profile across the crack showing a perfect continuity of the observed evolution, and (c) change in the inverse pole figure of the tensile direction during deformation

There is a continuous variation of site orientations from {111}<112> towards {111}<110 >. This observation confirms that the observed crack is transgranular and not inter-granular, as will let it expected by the globally ductile character of the considered material. The trans-granular crack mechanism cannot be explained by a simple cleavage in a soft steel sheet characterized by a fiber texture {111} . It could be suggested that the apparently local brittle-mode of fracture is actually the result of grain reorientation. In deformation mechanism by slip, each grain undergoes a lattice rotation, it is certain that the grain reorientation from the initial orientation {111} <~112 > towards the bcc deformation orientation {111} <110 > implies an important micro-constraint state, which is able to initiate a trans-granular evolution of the crack, if the slip planes present some sufficiently weak angles with the propagation direction. Figure 5 shows the global evolution of texture main component from initial orientation {111} <112> to {111}<110> for deformed samples by tensile tests with different angles α of tensile axis rapport the rolling direction for all tensile axis (α=0°,45°,90°). An analysis of different tensile cracking samples is performed in order to confirm the possibility of fragile micro-zone existence in the considered soft steel.

(1) B

(a) 177

A. Boumaiza, R. harieche, N. Rouag heterogeneous elastoplastic material, Acta Metall. Mater 42(11) (1994)3865-3880. [8] E.Bouyne, H.M. Flower, T.C. Lindley, A. Pineau, Use of EBSD technique to examine microstructure and cracking in a bainitic steel, Scr. Mater. 39, (1998) 295-300 [9] William F. Hosford, Reflections on the dependence of plastic anisotropy on texture, Mat. Sci. Engi A257(1998) 1-8. [10] F. Delaire, J.L. Raphanel, C. Rey, Plastic heterogeneities of a copper milticrystal deformed in uniaxial tension: experimental study and finite element simulation, Acta Metal. 48 (5) (2000) 1075-1087. [11] C. Rey, A. Zaoui, Grain boundary effects in deformed bicrystals, Acta Metal. 30(1982) 523- 535.

Figure 5 shows the (001), (101) poles figures and the inverse pole figure of the sample deformed in rolling direction. We notice that as the existence of a fiber texture {111} fig 5(a). A detailed analysis of orientations grains shows that almost all of them show continuous variations in their orientations (111)<110> fig 5(b).

112

(a)

(b)

Figure 5. (a) (001), (101) poles figures and (b) the inverse pole figure of the sample deformed in rolling direction

IV. Conclusions This study considers the texture effect on the propagation and the arrest of cracks in carbon steel during forming. The micro-macro observations confirm the importance of the effects of the microstructure’s heterogeneity. The initiation of the crack is generally related to deformation incompatibilities of plastic origin. The misorientation profile permits to clearly show adjustment of the grain orientation from {111}<112> initial orientation towards the bcc deformation orientation {111}<110 >. This process can explain the possibility of transgranular crack propagation in a globally ductile material.

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178


Etude et caractérisation des verres silico-sodo calcique élaborés à base des sables issus de différentes régions algériennes Dalila KSOURI 1, Djoudi MERABET 1, Nedjima BOUZIDI 1 1

Département de Génie des Procédés, Faculté de technologie, Université A.MIRA-Béjaia, Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés, Algérie. Email: [email protected]

RESUME L’objectif de cette étude est la réalisation des verres silico-sodo-calcique à partir des sables issus de différentes régions algériennes (côtière et dunaire), ces sables sont mélangés à d’autres matières premières, telles que le calcaire, le feldspath, la dolomie, le carbonate de sodium, sulfate de sodium, charbon et l’oxyde de fer. Les proportions en matière première dans le mélange de la masse verrière sont similaires à celles utilisée dans une usine industrielle de fabrication du verre. A base de chaque sable (GO, Boussaâda, Tébessa, Sig, Skikda), les verres type verres plats sont élaborés sur les plaques en réfractaire à défauts de creusets en platine. Afin de voir l’influence de la température sur la cuisson des verres, ceux-ci sont élaborés à différentes températures (1200°C, 1300°C, 1400°C et 1500°C). Pour permettre la fusion du mélange vitrifiable, les sables et les matières premières sont d’abords broyés. Les verres élaborés sont caractérisés par la diffraction des rayons X (DRX), les observations au microscope optique et au microscope électronique à balayage (MEB) et des analyses thermiques différentielles (ATD). Mots clés: Sables, Verres plats, DRX, ATD. 105°C puis ces dernier ainsi que les matières premières sont finement broyés et mélangés avec des teneurs différentes en matières premières. On obtient des mélanges vitrifiables prêts pour composer les verres à haute température. Les proportions des matières premières composant le verre plat sont représentés dans le tableau 1 suivant :

I. Introduction Depuis des millénaires, le sable a été utilisé dans divers domaines, la construction, la céramique, la fonderie, comme ajout dans la fabrication des ciments et dans la fabrication de toutes sortes de verre [1]. Le mot « verre » dans le langage courant désigne un matériau fragile et transparent. Dans un contexte scientifique, le verre est un solide non- cristallin présentant la faculté de passer progressivement à un état de plus en plus fluide lorsqu’on élève la température (phénomène de transition vitreuse). D’après Zarzycki : «Le verre est un solide non cristallin qui présente le phénomène de la transition vitreuse» [2]. Ce travail a pour but la valorisation des sables issus de différentes régions algériennes, tel que, le sable GO (Sous produit du traitement du kaolin de Tamazert), les sables de Boussaâda, Tébessa, Sig (Mascra) et Skikda mélangeant à d’autres matières tel que la dolomie, carbonate de sodium, le calcaire,… dans l’industrie du verre plat. Les verres plats élaborés sont caractérisés par l’analyse minéralogique,l’analyse thermique différentielle (ATD) et l’observation au microscope optique et au microscope électronique à balayage (MEB).

Tableau 1. Proportions des matières premières dans le mélange vitrifiable Makers raw material Mass (%) sand

56

Sodium carbonate

18

dolomite

16

feldspar

4.09

Limestone

3.83

Sodium sulphate

0.775

coal

0.037

Iron oxide

0.025

II.2. Mélange des matières premières et élaboration des verres 1. Mode opératoire Après le broyage et l’obtention des mélanges vitrifiables avec différents sables, une quantité de trois grammes environ est pressé à l’aide d’une presse hydraulique opérant à 6 tonnes et sous vide pendant 5 minutes, pour former des pastilles de forme circulaire de diamètre 3 cm et d’épaisseur 2 mm. Les pastilles

II. Procédé d’élaboration des verres plats II.1. Préparation des pastilles Pour l’élaboration des verres, les sables sont d’abord lavés par l’eau de robinet, filtrés et séchés dans l’étuve à 179

Dalila KSOURI , Djoudi MERABET , Nedjima BOUZIDI hétérogène des différents éléments au sein des verres durant leur cuissons et le bullage n’a pas disparu. On peut constater aussi que les pastilles des mélanges vitrifiables demandent une cuisson supérieure à 1300°C. III.3. Pastilles cuites à 1500°C Les verres obtenus (Figure3) sont totalement amorphe et vitrifie, avec un bon aspect translucide (transparent). Le bullage à diminuer. On peut dire que l’élaboration des verres exige au minimum une température supérieure à 1300 °C. On observe dans toutes les figures des fissurations, cela est du aux chocs thermiques lors du refroidissement accentués par un écart très important entre les coefficients de dilatation existants entre le verre et le support réfractaire.

obtenues pour les différents mélanges vitrifiables sont présentés dans la figure 1.

1

2

3

4

5

Fig. 1. Présentation des pastilles du mélange vitrifiable des différents sables (1 : GO, 2 : Boussaâda, 3 : Tébessa, 4 : Sig et 5 : Skikda).

2. Cuisson des pastilles (élaboration des verres) La cuisson des pastilles est réalisée dans un four de marque Nabertherm, fonctionne jusqu’ à la température maximale de 1500 °C (modèle 20/14). La cuisson est faite à des températures 1200 °C, 1300 °C, 1400 °C et 1500 °C pour chaque mélange vitrifiable. La monté en température est réalisée à 10 °C/min pour un palier de cuisson de 20 min. les mélanges des matières premières (mélanges vitrifiables) sont mis dans des creusets (plaquettes en réfractaire) à base de Kaolin.

IV. Observation au microscope optique des verres élaborés à T=1500°C Les observations au microscope optique polarisant ont été faites sur des verres élaborés à base des différents sables (GO, Boussaâda, Tébessa, Sig et Skikda) à une température de 1500°C. L’examen permet la reconnaissance des morphologies et des défauts existants dans les verres élaborés. Les observations sont représentées la figure 4.

3. Présentation des pastilles de verre Les principaux verres élaborés à 1300°C et 1500°C sont représentés dans les figures 2 et 3 respectivement.

1

2

3

4

Verre GO

Verre Boussaâda

Verre Tébessa

Verre Sig

5

Fig.2. Verres élaborés avec différents sables (1: GO, 2: Boussaâda, 3: Tébessa, 4:Sig et 5: Skikda) à une température de 1300°C.

1

2

3

4

5

Fig.3. Verres élaborés avec différents sables (1: GO, 2: Boussaâda, 3: Tébessa, 4:Sig et 5: Skikda) à une température de 1500°C.

III. Influence de la température

Verre Skikda

Les différents verres élaborés à base de chaque sable cuits à 1200 °C, 1300 °C et 1500°C présentent des aspects physiques différents les uns par rapports aux autres. Fig.4. Observations au microscope optique des verres élaborés à T=1500°C

III.1. Pastilles cuites à 1200°C On observe que tous les verres ont une fusion incomplète ainsi la présence de bulles et d’inclusions mal fusionnées sont apparus en surface. On remarque aussi l’existence du phénomène de dévitrification sur les bords. On peut conclure que la température 1200°C n’est pas suffisante pour l’élaboration des verres plats. III.2. Pastilles cuites à 1300°C Les verres obtenus (Figure 2), ont une fusion plus ou moins complète, on le remarque de par leurs aspect qui est transparent, la dévitrification est toujours présente sur les bords, certainement du à une répartition

Nous remarquons dans ces verres que la fusion est complète et que la matrice présente un aspect de verre brillant et translucide par ailleurs des inclusions et des fissurations ainsi que la présence des bulles se fait remarqués sur la majorité des verres [3]. Les inclusions proviennent certainement des impuretés, ou de la phase cristallines (telle que la mullite). Les fissurations sont accentuées pour les verres à base de sable de Tébessa, Sig et Skikda, le support de cuisson des verres à 180

Dalila KSOURI , Djoudi MERABET , Nedjima BOUZIDI l’influence directe sur ce bullage, fissurations et inclusions.

V. Analyse élaborés

minéralogique

des

verres

Les analyses minéralogiques par diffraction des rayons X faites sur les verres formés à 1300°C et 1500°C sont représentés dans les figures 5 et 6 respectivement.

Fig.7. Micrographie au MEB couplé à l’EDX des verres élaborés à 1500 °C. (M) la matrice du verre, (B) bulle, (I) Inclusion.

Les observations au microscope électronique à balayage nous montrent la même morphologie pour tous les verres, le bullage et les inclusions sont accentués pour le verre GO, ce qui est normal car ce type de verre contient une teneur en alumine assez importante. Les verres élaborés présentent tous la même matrice vitreuse, la meilleure structure présente une matrice sans bullages (important) et inclusions est les verres à base des sables de Sig et Skikda.

Fig.5. Diffractogrammes des verres élaborés à T= 1300°C.

VII. Analyse thermique différentielle (ATD) des verres élaborés à T=1500°C

Fig.6. Diffractogrammes des verres élaborés à T= 1500°C.

Les verres formés à 1500°C sont soigneusement extraits de leurs supports puis broyés, la poudre de verre ainsi formée sera analysée par ATD, la montée en température est de 10°C/min et la température maximale est fixée à 650°C pour que les verres ne se fondent pas car, ils sont considérés comme les recuits et leurs point de fusion sera abaissé. Le but de cette opération est la détection de la température de transition vitreuse T G (température à partir de la quelle le verre se reforme) [5]. Le résultat de cette analyse est représenté dans la figure 8 où les principaux diagrammes ATD sont simultanément représentés.

D’après les figures 5 et 6, nous remarquons que la cuisson des verres à 1300°C ou à 1500°C est la même, elle est caractérisé par l’absence complète de phases cristallines. Le dôme qui apparait sur les deux figures situer à un angle 2θ de 21° - 33° est le signe type de phase amorphe de nos échantillons. Par ailleurs, toutes les phases cristallines sont noyées dans la phase vitreuse, ainsi la mullite, la trydimite et la cristobalite ne sont pas apparues [4].

VI. Observation au microscope électronique à balayage (MEB) couplée à l’EDX des verres élaborés à 1500 °C La microstructure et la chimie des verres élaborés à 1500°C sont réalisés grâce au MEB, couplé à l’EDX de type FTI QANTA 200. Le MEB est réalisé sous aucun traitement du verre. Les micrographies par MEB et les analyses EDX sont représentées sur le figure 7 respectivement pour les verres GO, Boussaâda, Tébessa, Sig et Skikda : Verre GO

Verre Boussaâda

I

Fig.8. Thermogrammes ATD des verres élaborés à 1500°C.

M

M

Les valeurs de la température de transition vitreuse Tg correspondant aux verres à partir des pics endothermiques des diagrammes ATD sont de l’ordre de 598°C pour tous les verres sauf pour le verre GO, où la température est de 601°C, ce qui est normal car le sable

B B

Verre Tébessa

Verre Sig

181 B M M B

Dalila KSOURI , Djoudi MERABET , Nedjima BOUZIDI présence des inclusions dans les verres de Boussaâda et GO et la mullite dans tous les verres. L’Analyse thermo-différentielle des verres élaborés à 1500°C montre des températures de transitions vitreuses très proche, elle est d’ordre de 598°C. Les températures de transition vitreuse des sables sont inférieures aux températures de transition vitreuse des verres. Les résultats nous montrent que les verres élaborés à base des différents sables est fonction de la teneur des différents oxydes et des impuretés qui y existe, la présence d’un taux important en alumine exige une T G plus élevé et son influence sur les verres est qu’il y a existence accentué des inclusions mal fusionnées.

lui-même à une température de transformation allotropique de quartz en quartz ) (transition vitreuse) de 559°C et le sable lui-même contient un taux important en alumine.

VIII. Conclusion Dans cette partie on a réalisé des verres silico-sodo calciques avec les différents. Des pastilles de 3 grammes des mélanges vitrifiables broyés ont été faites et cuites à quatre températures 1200°C, 1300°C, 1400°C et 1500°C dans des supports réfractaires. Les verres obtenus à ces températures sont caractérisés avec différentes méthodes et les résultats obtenus sont les suivants : On a observé dans tous les verres obtenus des fissurations, cela est du aux chocs thermiques lors du refroidissement. Les verres obtenus à 1200°C et 1300°C ont une fusion incomplète ainsi la présence de bulles, d’impuretés mal fusionnées et aussi l’existence du phénomène de dévitrification sur les bords. On peut conclure que les températures 1200°C et 1300°C ne sont pas suffisantes pour l’élaboration des verres. Ainsi, Les observations au microscope optique des verres élaborés à une température de 1500°C ont montré la présence des bulles et des fissurations, mais le verre reste transparent et translucide. Les verres obtenus à 1500°C sont totalement amorphe et vitrifie, avec une très bonne transparence et une diminution de bullage. On peut dire que l’élaboration des verres exige au minimum une température de 1500°C. L’analyse par la diffraction des rayons X des verres élaborés à des températures de 1300°C et 1500°C, montre la présence d’un dôme vers un angle 2θ de valeur 21° à 35° qui caractérise la structure amorphe du verre. Les observations par MEB de la surface des verres obtenus à 1500 °C, nous montrent la présence des bulles dans la phase vitreuse. On remarque aussi la

Références [1] E. Rouvche, G. Thomas, L. Perier-Camby, E. Serris. Fragmentation de grains de sables. Suivi par émission acoustique et bilans de population. De la poudre au materiau massif, Albi : France (2003). [2] J. Zarzycki, Les verres et l’état vitreux, Edition Masson. (1982). [3] W. Hajjaji, K. Jeridi, P. Seabra, F. Rocha, J. A. Labrincha, F. Jamoussi, Composition and properties of glass obtained from Early Cretaceous Sidi Aich sands (central Tunisia), Ceramics International. 35 (2009) 3229–3234. [4] F. Celarie, Dynamique de fissuration a basse vitesse des matériaux vitreux, Thèse de Doctorat, Université Montpellier II, France. (2004). [5] J. Barton, C. Guillemet, Le verre : Science et technologie, 17 avenue du Hoggar Parc d’activités de Courtaboeuf, BP 112 91944, Les Ulis Cedex A, France. EDP Sciences. (2005).

182


Modèle de la Zone Cohésive pour L’étude de la Capacité Portante d’une Poutre en Béton Endommagée et Réparée Par matériaux composites K. HADJAZI 1, Z. SEREIR1, B. BOUHAMIDA2 , H. ERROUANE1 1. 2.

Département de Génie Maritime, Faculté de Génie Mécanique, B.P. 1505 El M’naouer, USTO, Oran, Algérie. Laboratoire de structure de composites et matériaux innovants. Faculté de Génie Mécanique, B.P. 1505 El M’Naouer, USTO, Oran, Algérie. Laboratoire de structure de composites et matériaux innovants.

ABSTRACT Le renforcement à l’aide de matériaux composites des éléments structuraux ayant perdus une partie de leur capacité portante est un procédé prometteur car il permet de rétablir la résistance des poutres et des dalles et certains ouvrages d’arts. Cependant, un problème important est associé au renforcement en flexion des poutres en béton : le décollement de la plaque de renforcement engendré soit par le mauvais collage ou bien part le non respect de la proportionnalité entre les éléments de renforcement. Par la présente étude, un modèle analytique est proposé pour la détermination des contraintes interfaces en se servant d’un modèle basé sur une loi cohésive bilinéaire permettant d’analyser une poutre en béton fissurée puis réparée par matériau composite. Afin d’augmenter la capacité portante, réduire la flèche et limiter l’ouverture des fissures en assurant un meilleur comportement de cet élément, une étude paramétrique a été effectuée avec sucées. Les résultats obtenus ont montré l’efficacité du collage des matériaux composites concernant l’amélioration de la capacité portante des structures en béton armé ceci est traduit par une nette augmentation de la charge ultime de rupture et une importante réduction des déformations. Keywords: Matériaux composites, Béton, Renforcement, Fissure, Capacité portant, Contrainte d’interface. cette loi sont la rigidité d’interface K , la contrainte maximale τ ainsi que GIC le taux de restitution d’énergie critique qui peut être considéré comme l’aire sous la loi d’endommagement [4]. Les modèles cohésifs ont été présentés la première fois par Barenblatt [5] et Dugdale [6] afin de réaliser des champs plus rationnelle des contraintes et des déformations aux bouts de la fissure. Dans ces modèles, ils ont appliqué une loi exprimant le vecteur de la contrainte en fonction du saut de déplacement à un point de discontinuité. Soares et al. [7] ont appliqué un modèle de la zone cohésive proposée par Tvergaard [8] pour étudier la propagation des fissures en mode I. Song et al. [9], ont simulé dans laboratoire la propagation des fissures par des essais de rupture en mode I et en mode mixe. Un modèle de la zone cohésive discret (DCZM) a été mis en application par Xie [10]. Ce modèle est basé sur la méthode des éléments finis (MEF) pour simuler le déclenchement de la rupture et suivre sa croissance quand les effets non linéaires du matériau sont significatifs. Le présent travail s’inscrit dans le cadre de la continuité des travaux lancés auparavant par plusieurs auteurs. Donc, le présent article a pour objet l’étude du comportement en flexion à trois points d’une poutre en béton fissurée et renforcée longitudinalement par une plaque en composite afin d’augmenter la capacité portante, réduire la flèche et limiter l’ouverture de la fissure en assurant un meilleur comportement de cette structure.

I. Introduction Dans les dernières années, l’utilisation de la technologie des composites à matrices polymère pour la réparation et le renforcement des structuraux systèmes est devenue une nécessité industrielle. Une des applications avec succès est l’utilisation des plaques en composite pour la réparation et la réhabilitation des colonnes en béton armé, [1]. Ce champ d’application s’élargit de plus en plus aux autres types de structures comme les poutres [2], les dalles et les ouvrages d’arts [3] où les bandes composites sont collées sur leur surface tendue dans l’espoir de réparer et d’améliorer leur capacité portante en flexion. Le rôle des matériaux composites dans le domaine du renforcement des structures est incontestable. De nombreux travaux de recherches et des réalisations pratiques ont démontré l’efficacité de la technique de réhabilitation des bâtiments et des ouvrages d’art par le collage d’éléments de renforcement extérieur. Parmi les techniques les plus utilisées dans littérature pour étudier la rupture des interfaces, l’approche par le modèle de la zone cohésive (MZC) est la mieux adaptée. Ce MZC relie les contraintes aux sauts de déplacement à travers une interface où la fissure peut se créer. L’initiation de l’endommagement est reliée aux valeurs maximales des différentes contraintes aux interfaces. Cependant, lorsque l’énergie emmagasinée dans l’élément cohésif est égale au taux de restitution d’énergie critique du matériau, un nouveau front de fissure est formé. Les trois paramètres qui définissent

183

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE II.

Si la profondeur de la fissure est connue, le coefficient de rigidité de rotation Kr de la fissure peut être estimé selon Paipetis, [15] par : (5) Kr c a, h1 E1I1

Model de la Zone Cohésive

Considérant une poutre en béton fissurée de profondeur a, renforcée par une plaque en composite FRP soumise à une charge concentrée au plan médian (flexion en trois points), figure 1,a. La géométrie et la section transversale de l’ensemble représenté dans la figure 1, a et b est similaire aux travaux effectués par nombreux chercheurs (Roberts and Haji-Kazemi, [11], Smith and Teng [12] and Wang [13-14]).

Où a est la profondeur de la fissure. Pour a < 0.6 h1 la valeur de c (a,h1) est donnée par Paipetis, [15]. Pour la variation de la contrainte le long de l’interface, les résultats expérimentaux disponibles ont prouvé que le vrai rapport contrainte-déformation est non linéaire (Attari et autres [16], Dai et autres [17]). Le rapport entre la contrainte et la déformation dans ce contexte désigné généralement sous le nom du contrainte-déplacement, puisque la déformation d’interface est principalement le déplacement relatif entre la plaque FRP et la poutre en béton. Par conséquent, en employant la loi de la zone cohésive (MZC) dans le présent modèle analytique, pour analyser la séparation de l’interface, on peut déterminer la capacité portante de la poutre réparée par une méthode non linéaire. Dans ce document, un type triangulaire de la loi cohésive (bilinéaire), figure 2, donne une bonne approximation de ce rapport non linéaire, [13-14].

Fig. 1 : La géométrie simulé et la section transversale.

La figure 1.c, montre une section de la poutre en béton et de la plaque en FRP. Dans cette figure, Q, M, N sont l’effort de cisaillement, le moment de flexion et la force longitudinale, respectivement. Les lois constitutives de la poutre en béton et la plaque FRP sont donnés par : dui dx d 2 wi M i Ei I i dx 2 Ni Ei Ai

Fig. 2 : Loi bilinéaire du modèle de la zone cohésive.

τf et δf sont la contrainte limite de cisaillement et le déplacement de séparation de l’interface, respectivement. Tous les éléments cohésifs subissent une loi bilinéaire de traction-séparation, figure 2, peuvent être mathématiquement décrits par les équations suivantes :

(1)

$ f 2 21 $ $ f 2 f 2 2 f 21 0

ui et wi sont les déplacements axiaux et verticaux de la poutre i (i=1,2), respectivement. Ai=bihi , Ei, bi, hi et Ii sont les sections transversales, les modules de Young, la largeur, la hauteur et les moments d’inertie de la poutre et la plaque i (i=1,2), respectivement. τ et σ sont la contrainte de cisaillement et la contrainte normale à l’interface. Les équations d’équilibres des forces axiales et des moments de flexion dans la direction axiale d’un élément structurale sont donnés par : dN1 (2) b2$ dx dN 2 (3) b2$ dx (4) M M1 M 2 N2 (Y1 Y2 ha )

0 3 2 3 21

Stage élastique

21 3 2 3 2 f

Stage endommagement

2 42f

Stage séparation

(6)

Avec δ est le déplacement axial relatif du dessus de la plaque FRP et le fond de la poutre en béton qui est donné par : w w (7) 2 u1 Y1 1 u2 Y2 2 x x L’énergie de la rupture Gc est donnée par la surface sous la figure de la contrainte de cisaillement en fonction du déplacement elle est exprimée par : 2f

G f & $ d2 0

184

(8)

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE Utilisant le MZC, le comportement d’un élément structurale renforcé par une plaque en composite est donné comme suit :

$ xy

Dans cette étape, la variation de la contrainte de cisaillement est obtenue en introduisant l’équation (6) dans l’équation (7): $ w w

(9) $ f u1 Y1 1 u2 Y2 2 21 x x La dérivé de cette équation nous donne : $ $ f u1 2 w u 2 w2

(10) Y1 21 2 Y2 x 21 x x x x 2 Les déformations au niveau de la poutre et de la plaque FRP peuvent être exprimées par : Y1 du 1 ( x) M1 1 E1 I1 dx (11)

4Y12

(21)

yB2

$

yC2 (24) 1) G2 4Y22 Les fonctions des déplacements longitudinaux U1 pour l’adhérent supérieur et U2 pour l’adhérent inférieur, dues aux forces longitudinales sont données comme suit : C (2)

2

(

yB

U1 ( yB ) U1 (0) & 1dyB U1 (0) 0

$

12G1Y12

yB3

(25)

$ yC3 ( yC ) (26) 0 G2 12Y22 Où U1(0) et U2(0) sont les déplacements de la surface supérieure de l’adhérent 1 et 2 induit par les forces longitudinales respectivement. u2 est le déplacement d’adhésif à l’interface entre l’adhésif et l’adhérent inférieur. Notant qu’en raison de la parfaite adhérence des joints, les déplacements sont continus aux interfaces entre l’adhésif et les adhérents. En conséquence, u2 devrait être équivalente au déplacement d’adhérent inférieur à l’interface et u1 (le déplacement d’adhésif à l’interface entre l’adhésif et l’adhérent supérieur) doit être le même que le déplacement de l’adhérent supérieur à l’interface. En se basant sur l’équation (25), u1 peut être exprimé comme [20] : 2$ Y1 (27) u1 U1 ( yB 2Y1 ) U1 (0) 3G1 En utilisant l’équation (27), l’équation (25) peut être réécrite comme suit : 2$ Y1 $ (28) U1 ( yB ) u1 y 3B 12G1Y12 3G1 Les forces longitudinales qui en résultent, N1 et N2 pour l’adhérent supérieur et inférieur sont : 2Y1 dU du Y d$ 1 (29) ) N1 E1b2 & dyB E1 A1 ( 1 1 0 dx dx 2G1 dx yC

U 2 ( yC ) U 2 (0) & 2 dyC U 2 (0)

(13) U 2 A2 yc3 B2 yc C2 yB et yC sont les coordonnées locales par rapport à des origines prises respectivement à partir des faces supérieures de l’adhérent 1 et 2 , figure 1. Les contraintes de cisaillement $xy dans les deux adhérents sont données par : (14) $ xy (i ) Gi xy (i ) B

xy dans les deux (15)

Gi représentent les modules de cisaillement transversaux des adhérents 1 et 2 (i =1, 2). En négligeant les variations du déplacement transversal Wi (induits par les forces longitudinales) suivant l’abscisse x, l’équation (14) peut être écrite : (17) $ xy (1) G1 (3 A1 yB2 B1 ) B

$ xy

(18) G2 (3 A2 yC2 B2 ) Les contraintes de cisaillements doivent satisfaire aux conditions suivantes, Tsai et al. [18] et Tounsi [19, 20]: (19) $ xy (1) ( x, 2Y1 ) $ xy (2) ( x,0) $ C (2)

B

$

(

xy

Y du 2 ( x) 2 M 2 2 E2 I 2 dx Une variation cubique des déplacements longitudinaux U1 et U2 dans les deux adhérents est supposée : (12) U1 A1 yB3 B1 yB C1

B

yC2 (22) 1)$ C (2) 4Y22 Substituant les équations (21 et 22) dans l’équation (14), nous obtenons : $ (23) yB2 xyB (1) 1 4G1Y12

$ xy

II.1 Etape élastique

La déformation angulaire adhérents est donnée par : U W xyB (i ) i i yB yB

B (1)

dU 2 du 5Y d$ (30) dyC E2 A2 ( 2 2 ) dx dx 6G2 dx Employant les équations (29 et 30), les déformations longitudinales induites par les forces longitudinales peuvent être exprimées par : du1 N Y d$ (31) 1 1 N 2 E1b2 &

2Y2

0

C

$ xy

(20) ( x,0) 0, $ xyC ( x, 2Y2 ) 0 B (1) La condition (19) représente la continuité uniforme de la contrainte de cisaillement $ par l’épaisseur de l’adhésif. La condition (20) considère qu’il n’y a aucune contrainte de cisaillement sur la surface supérieure de l’adhérent 1 (yB = 0) et le fond de l’adhérent 2 (yC = 0). Ces conditions donnent :

dx

E1 A1

2G1 dx

du2 N 5Y d$ 2 2 dx E2 A2 6G2 dx

185

(32)

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE A partir des équations (6) et (40), le déplacement δ le long de l’interface correspondant à l’étape élastique est exprimé par : 2 2 1 Ae 6 x $ C (42) $f Quand x est suffisamment grand, la contrainte de cisaillement est limitée et converge vers la solution particulière τc donc la valeur de B est nulle, (Wang and Qiao, [23]). Le déplacement à l’endroit de la fissure est déjà donné par Wang [13, 24]: Y (43) 2 x 0 1 M1 2Kr x 0

Substituant les équations (31), (32) dans l’équation (11), on trouve : Y N Y d$ (33) 1 ( x) 1 M 1 1 1 E1I1 E1 A1 2G1 dx Y N 5Y d$ (34) 2 ( x) 2 M 2 ( x) 2 2 E2 I 2 E2 A2 6G2 dx La contrainte de cisaillement peut être exprimée comme : Y d$ N 5Y d$ Y1d 2 w1 Y2 d 2 w2 (35) d$ $ f N1 1 2 2

21 E1 A1

dx

2G1 dx

E2 A2

6G2 dx

dx 2

1

dx 2

D’après la littérature (Smith et Teng, [21] ; Rasheed et Pervaiz, [22]), la plaque FRP et la poutre en béton ont la même courbure, c.-à-d.: 2 w1 2 w2 (36) x 2 x 2 Substituant l’équation (36) et l’équation constitutive (1) dans l’équation (4), nous avons : 2 w1 MT (Y1 Y2 ) (37) N2 2 ( E1I1 E2 I 2 ) ( E1I1 E2 I 2 ) x L’équation (35) devient: Y1 d$ N2 5Y2 d$

N1

E A 2G dx E A 6G dx (38) 1 2 2 2 d$ $ f 1 1 dx

Pour déterminer la valeur de A, la condition aux limites de déplacement à x = 0 est utilisée. Substituant la valeur de la constante A dans l’équation de la contrainte de cisaillement (40), la valeur maximum de charge PE appliquée sur la poutre sans causer le passage à l’étape d’adoucissement de l’interface FRP-béton est donnée par :

$ f Y1

E1I1 b2

1 Y Y h 21 2 K r E1I1 E2 I 2 1 2 a 61 $f PE $ f Y1

L

1 L

E1I1 b Y Y h C 21 2 K r E1I1 E2 I 2 4 2 1 2 a $ 261 4

21

Y Y h M 1 2 a N Y Y 1 2 E1 I1 E2 I 2 E1I1 E2 I 2 2

II.2. Etape adoucissante-élastique

Différenciant les deux côtés de l’équation (38) par rapport à x et considérant les équations d’équilibres (2) et (3), on obtient l’équation de la contrainte de cisaillement le long de l’interface entre FRP et béton de la forme :

1 Y Y (Y Y h )

d 2$ 1 K1 1 2 1 2 a b2$ 2 (39) dx E1 I1 E2 I 2 E1 A1 E2 A2

Si la charge augmente après atteinte de la limite d’élasticité, une partie de l’interface commence à adoucir. Le long de l’interface deux régions sont formées : a) Dans la région élastique linéairement (2321), la solution de la contrainte de cisaillement a la même forme que l’équation (40) avec la même condition de B1=0.

Y Y

K1 1 2 M 5 E1I1 E2 I 2

$ A1e6 xa $ c 1

et

$ c : est la solution particulière

x a1

61 C6 K1

$ c C$ M 5

C$

b) dans la région d’adoucissement (213232f), la deuxième expression de la relation contraintedéplacement et les équations (7) et (11) devient:

1 Y1 Y2 Y Y h b $ d 2$ 1 K II 1 2 a 2 (48) dx 2 E A E A E 2 2 1 I1 E2 I 2 1 1

Où:

1 1 (Y Y h )(Y Y )

1 2 a 1 2 C6 b2 E A E A E1I1 E2 I 2 2 2 1 1

(45)

1

Et le déplacement δ le long de l’interface est : 2 (46) 2 1 A1e 61 x a1 $ c $f Où a1 est la longueur de la zone d’adoucissement. La constante A1 est déterminée avec la condition à la limite suivante : (47) $ $ f

1

2 5Y Y

K1 1 2 1 $ f 6G2 2G1 L’équation du deuxième ordre (39) admet la solution : (40) $ Ae61x Be61x $ c

Avec : N1 N2

(44)

Y Y

K II 1 2 M 5 E1 I1 E2 I 2

(41)

1

Y1 Y2 E1I1 E2 I 2 C6 2

2 21 Y1 5Y

Avec : K f 2 II $ 2G1 6G2 f L’équation du second ordre (48) prend la solution : 186

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE

$ C cos(62 ( x a1 )) D sin(62 ( x a1 )) $ C

(49)

III. Résultats et Discussion

Par la combinaison entre les équations (6) et (49), le déplacement δ le long de l’interface pour cette région est donné par : 2 2 2 2 f 1 C cos(6 ( x a )) D sin(6 ( x a )) $ (50) f

$f

2

1

2

1

C

Dans cette section, une validation suivie d’une étude paramétrique vont être présentées afin de mettre en valeur l’efficacité et la sensibilité de notre présent modèle. Pour l’ensemble de nos applications, les caractéristiques mécaniques et géométriques données dans les tableaux I et II sont les identiques à ceux employées par Wang [13, 24] et Wu et Yin, [26]. TABLEAU I

Où : (51) 62 C6 K II Les constantes C et D sont déterminées par les conditions de continuité à x = a1 : 21 d$ (52) $ x a $ f , d$ 1 2 f 21 dx x a1 dx x a1

PROPRIETES MECANIQUES DE LA PLAQUE FRP-BETON [13, 26]. E1 E2 Ea G1 G2 Kb Gf $f

Quand P>PE, l’interface FRP-béton passe à l’étape élastique-endommagement. Cette étape s’achève quand la séparation commence à initialiser. La charge P correspondante en ce moment désigné sous le nom la charge ultime Pu, peut être déterminée par la combinaison des équations (49), (52) et (53) $ x 0 0 Nous aurons : 6 2(cos(62 au ) 2 sin(62 au )) (54) 61 $f pu 62 C$ (cos(62 au ) sin(62 au ) 1) 61 La taille maximum de la zone adoucissante au et la charge ultime Pu aboutissant à une séparation d, peuvent être déterminée de la même manière que l’étape précédente (élastique-endommagement). au est atteinte lorsque dPu 0 , [25], et la valeur maximum de dau au est donnée par :

6

1 (55) amax au arctan 1 62 62

GPa

GPa

GPa

GPa

MPa

MPa/mm

N/mm

25

230

3

10.41

5

1.8

160

0.5

TABLEAU II PROPRIETES GEOMETRIQUES DE LA PLAQUE FRP-BETON [13, 26].

L

L1

h1

b1

b2

h2

ha

ba

mm

mm

mm

mm

mm

mm

mm

mm

750

700

150

100

100

0.11

0.1

100

Pour une charge P appliquée à la mi-portée de la poutre simplement soutenue, représentée par la figure 1,a, le moment de flexion ainsi que la première et la deuxième dérivée du moment s’expriment de la forme 2 dM p d M p L

(65) 0 , M x , dx 2 dx 2 2 2 III.1. Validation des résultats Dans la figure 3, l’évolution de la contrainte de cisaillement le long de l’interface obtenue par le modèle de la zone cohésive actuel a été comparée avec les résultats donnés par le modèle analytique de Hedong hiu [27]. Cette validation montre la parfaite

concordance de nos résultats avec ceux issus de la bibliographie. Au début du chargement, la contrainte de cisaillement est dans la zone élastique. Lorsque cette contrainte atteint sa on assiste à un valeur critique7$max, endommagement caractérisée par la zone adoucissante. Dans cette zone on remarque une chute considérable de cette contrainte jusqu'à la valeur zéro qui désigne le début de la zone de séparation.

II.3. Etape de Séparation-Adoucissante-Elastique Dans cette section les trois étapes, élastique, adoucissement et séparation sont considérées. Pour chaque étape, la contrainte de cisaillement est donnée par : Stage élastique (61) $ A1e61 ( xd au ) $ c Stage adoucissante $ C cos(62 ( x d au )) D sin(62 ( x d au )) $ C (62) Stage de séparation (63) $ 0 La taille de la zone de séparation d peut être déterminée par : d

GPa

N1 N Y1 Y2 2 M Y1 Y2 N 2 dx (64) E1 A1 E2 A2 ( E1 I1 E2 I 2 )

2 f 2 x 0 & 0

1 Y Y Y Y h

1 2 x 0 1 2 1 2 a N2d ( E1 I1 E2 I 2 ) E A E A 2 2 1 1 d d Y Y

Y1 5Y2 d$ x 1 2 M dx & dx ( E1 I1 E2 I 2 ) &0 2G1 6G2 dx 0

187

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE

8

La figure 5 met en valeur l’effet de la variation de l’épaisseur de plaque FRP sur l’évolution du déplacement à l’interface pour différentes charges appliquées. Pour cette raison, trois épaisseurs différentes sont considérées (h2 = 0.11, 0.22 et 0.44 mm, respectivement). De la présente figure, il est clairement visible que l’augmentation de l’épaisseur de la plaque FRP engendre un accroissement de la capacité portante de la structure. On assiste à un retardement du passage entre la zone adoucissante et la zone de séparation. On peut dire, que l’augmentation de l’épaisseur est un facteur favorable, parce qu’il ajoute une rigidité supplémentaire à la structure renforcée.

Present Model Modèle de HEDONG hiu [30]

Contrainte de cisaillement (Mpa)

7 6 5 4 3 2 1 0 0

50

100

150

200

250

300

x (mm)

24

Fig. 3 : validation du modèle.

22

Afin de suivre le comportement de notre poutre en béton renforcée par une plaque en FRP au niveau de l’interface à x = 0, la variation de la charge en fonction de la variation du déplacement est tracée sur la figure 4. De cette figure, on remarque que si le chargement externe est inférieur à PE ( charge élastique critique), l’interface est complètement dans l’étape élastique (Zone OA). A cette étape élastique le rapport chargedéplacement est linéaire. La zone adoucissante est initiée une fois que le chargement externe atteint la valeur PE =1.28kN (point A). A ce point, la valeur du déplacement correspondante est de δ = 0.0117mm. Si le chargement appliquée continue d’augmenter, l’interface rejoint la zone adoucissante (zone AB).

Charge P (kN)

18

h2=0.11 mm

14 12 10

6 4 2 0 0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

Déplacement de l'interface 2 (mm)

Fig. 5 : Effet de l’épaisseur de la plaque.

III.3 Effet de la largueur de la plaque FRP B

14

La figure 6 nous donne un aperçu général sur le comportement de l’interface (déplacement) pour différentes largeurs de la plaque FRP. Avec l’augmentation de la largeur de la plaque en composite, on enregistre aussi une augmentation de la capacité portante de la poutre réparée. Après une zone adoucissante suffisamment petite, où la limite élastique est presque similaire pour les trois largeurs proposées ( b2 = 60, 80 et 100 mm), on distingue une zone adoucissante assez remarquable.

12 10

Charge P (kN)

h2=0.22 mm

16

8

16

8 6 4 2

A 0O 0.0

h2=0.44 mm

20

C 0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6


16

b2= 100 mm

14

Fig. 4 : Variation de la charge appliqué en fonction du déplacement du l’interface.

b2= 80 mm

12

Charge P (kN)

Lorsque le chargement extérieur atteint la charge critique Ps=14.47 kN (le point B), la zone de séparation est apparue au niveau de l’interface. A ce point, la valeur maximum de déplacement est de δ = 0.55mm. Enfin, l’interface perd toutes ces performances lorsqu’il rejoint la Zone BC. Le début de déchargement définit la zone de séparation jusqu’à où la charge égale à zéro (point C).

10

b2= 60 mm 8 6 4 2 0 0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5


III.2. Effet de l’épaisseur de la plaque FRP Fig. 6: Effet de largueur de la plaque

188

0.6

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE Il est notable que la taille de la zone adoucissante augmente avec l’augmentation de la charge jusqu’a l’initialisation de la zone de séparation. 9 L’augmentation de l’épaisseur et la rigidité de la plaque FRP engendre un accroissement de la capacité portante de la structure. On assiste à un retardement du passage entre la zone adoucissante et la zone de séparation. 9 Avec l’augmentation de la largeur de la plaque en composite, on enregistre aussi une augmentation de la capacité portante de la poutre réparée. On peut dire que la largeur de la plaque FRP influe considérablement sur la résistance de la structure.

Donc, la limite d’adoucissement passe de 11.2 kN pour une largueur de 60mm à 14.4 kN si largeur atteindra 100mm. On peut dire que la largeur de la plaque FRP influe considérablement sur la résistance de la structure. III.4. Effet de la raideur de la plaque en composite Dans le but de voir l’effet du type du matériau du renforcement sur le comportement et la capacité portant de la poutre on a tracé la figure 7. De cette figure, il est clairement visible que l’augmentation de la rigidité de la plaque provoque une augmentation de la capacité portante de la structure où cette dernière passe de 10.2 kN pour une plaque en GFRP à 14.4 kN pour une plaque de FRP. 16

REFERENCE Cabon FRP

14 12

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Steel

Charge P (kN)

10 8

Glass FRP

6 4 2 0 0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6


Fig. 7 : Effet de la raideur de la plaque

IV. Conclusion Afin de mieux cerner le comportement des structures de type poutres en béton armé, fissurées puis renforcées par des bandes en FRP, sous des sollicitations de flexion, nous avons proposé une nouvelle approche analytique pour prédire la distribution des contraintes de cisaillement le long de l’interface. Notre nouvelle approche est basée sur une loi bilinéaire de la zone cohésive. La déformation des adhérentes a été introduite dans la formulation mathématique en considérant une variation parabolique de la contrainte de cisaillement le long de l’épaisseur des adhérents. Une étude paramétrique a été effectuée afin de tester la sensibilité de notre modèle aux propriétés mécaniques et géométriques de la plaque FRP et de la poutre en béton. A partir des résultats obtenus, nous avons constaté que: 9 Pour des faibles charges, l’interface FRPbéton travaille dans la zone élastique, avec une contrainte de cisaillement maximale localisée à la pointe de fissure 9 Si cette charge est prise entre la charge élastique et la charge ultime, la zone adoucissante commence à apparaitre, et l’interface travaille dans la zone adoucissante. 189

K. HADJAZI, Z. SEREIR, B. BOUHAMIDA, H. ERROUANE [18] Tsai, M.Y., Oplinger, D.W., Morton, J., (1998) Improved theoretical solutions for adhesive lap joints. International Journal of Solids and Structures. Vol. 35 (12), PP. 1163-1185. [19] Tounsi A., Hassaine Daouadji T., Benyoucef S., Adda bedia E.A., Interfacial stresses in FRP-plated RC beams: Effect of adherend shear deformations, International Journal of Adhesion & Adhesives (In press). [20] Tounsi A., (2006) Improved theoretical solution for interfacial stresses in concrete beams strengthened with FRP plate, International Journal of Solids and Structures Vol. 43, PP. 4154-4174. [21] Smith, J.G., Teng, J., (2001) Interfacial stresses in plated beams. Engineering Structure Vol. 23, PP. 857-871. [22] Rasheed H. A., Pervaiz S., (2002) Bond slip analysis of fiberreinforced polymer-strengthened beams. Journal of Engineering Mechanics Vol. 128, PP. 78-86. [23] Wang J., Qiao P., (2004) Interface crack between two shear deformable elastic layers. J. Mech. Phys. Solids, Vol. 52, PP. 891-905. [24] Wang, J., (2006) Cohesive zone model of intermediate crackinduced debonding of FRP-plated concrete beam. International Journal of Solids and Structures, Vol. 43 (21), PP. 6630-6648. [25] Hong Y., Zhishen, Hiroyuki Y., (2001), theoretical solutions on interfacial stress transfer of externally bonded steel/composite laminates, structural Eng. Vol. 18, No. 1,27s-39s [26] Wu, Z., Yin, J., (2003) Fracture behaviors of FRP-strengthened concrete structures. Eng. Fracture Mech. Vol. 70, PP. 13391355. [27] Niu H., Karbhari V. M., Wu Z., (2006) Diagonal macro-crack induced debonding mechanisms in FRP rehabilitated concrete. Composites: Part B 37, PP. 627-641

190

CIMDD 2013 May 6th to 9t,.2013 Université M’Hamed Bougara Boumerdes

Comportement mécanique en statique et en fatigue des mousses polyuréthanes à cellules ouvertes K. Bouchahdane1, A. Bezazi1, F. Scarpa2 1

Laboratoire de Mécanique & structures (LMS), Département de Génie Mécanique ; BP. 401 Université 8 Mai 1945 Guelma, Algérie. E-mail : [email protected]

2

Department of Aerospace Engineering, University of Bristol, Queens Building, University Walk, BS8 1TR Bristol, UK.

RESUME L’élaboration et la caractérisation de mousse polyuréthane (production Algérienne) à cellules ouvertes dédiée pour cette étude consiste à une étude du comportement mécanique en compression statique et fatigue cyclique. Dans ce travail une technique est présentée pour la réalisation de la transformation de ce type de mousse d’un état conventionnel ou originale ayant un coefficient de Poisson positif à un état transformé ou auxétique ayant un coefficient de Poisson négatif, via un dispositif conçue spécialement. Des comparaisons en compression statique sont faites pour des mousses conventionnels et transformés en auxétiques. Les résultats obtenus ont montré le degré d’influence du taux de compression sur le comportement mécanique en compression des mousses. Les essais de fatigue cyclique sont menés en contrôle-déplacement pour différents niveaux de chargement r. Le suivie de l’endommagement des éprouvettes auxétiques par charge et décharge permet de tracer l’évolution de la perte de charge F/F0 en fonction du nombre de cycles N qui se déroule en trois phases différentes. Les boucles d’hystérésis des différents niveaux de chargement sont aussi identifié en fonction du nombre de cycle ce qui conduit a l’évaluation de l’énergie dissipée Ed dont l’évolution en fonction de N déroule en deux stades.

Mots clé : Mousses Polyuréthane, auxetique, compression, fatigue, comportement mécanique _______________________________________________________________________________________________

I. Introduction Les matériaux cellulaires occupent une partie importante de la littérature. En outre, les chercheures se sont intéressés à étudier le phénomène de moussage, il existe différents types de mousses (à cellules ouvertes ou fermées) on peut citer : les mousses en Aluminium, en Nickel, en céramique, en polyéthylène, PVC, PVDF, polyuréthane, …etc. Récemment, ces matériaux bénéficient d'une attention renouvelée comme matériaux structurels et fonctionnels [[1]-[2]]. Les propriétés des matériaux cellulaires dépendent de la manière dont le solide est distribué dans la cellule, ces dernières apparaissent largement dans la nature [[3]]. Les propriétés mécaniques des matériaux cellulaires ont fait l’objet de nombreuses études [4] mais elles sont encore loin pour définir leur comportement et endommagement sous différente sollicitation. Au cours de ces dernières années, plusieurs chercheurs se sont intéressés à l'exploitation des mousses en tant que matériau cellulaire, car elles possèdent des caractéristiques mécaniques très intéressantes. Les mousses sont utilisées pour une variété de raisons, notamment l'isolation, faible densité, la dissipation d'énergie, amortissement des chocs et des vibrations et la

redistribution des contraintes [5]. La recherche de leur comportement sous des vitesses de déformation quasistatique et élevée est utile pour des applications d'ingénierie, tels que ceux liés à l'impact et l'absorption de l'énergie. Leur comportement mécanique dépend essentiellement du type du matériau de base, la densité relative, la morphologie et la topologie [6]. Pour cela, plusieurs travaux ont étés menés sur des matériaux cellulaire type mousses à coefficient de Poisson positif et négatif. La mousse polyuréthane flexible, étant le groupe le plus important qui a atteint 29% de la production totale [7]. Des résultats expérimentaux du comportement mécanique sur des mousses polyuréthane (PU) conventionnel et auxétique sont présentés par Bezazi et Scarpa en statique et en fatigue cyclique en compression [8], et en traction [9]. Les mêmes auteurs ont testé un autre type de mousse PVDF à cellules fermées en fatigue cyclique en traction et aussi en fatigue statique (relaxation) [10]. Les propriétés mécaniques des mousses du nickel à cellules ouvertes sont étudiées pour la portée des densités utilisées dans des applications industrielles par Badiche et al [11]. McDonald et al [12] ont utilisés la microtopographie rayon X pour identifier clairement les mécanismes prédominants de déformation responsables de la réaction auxetique de mousses polymère. Les mousses polyuréthane sont des dérivés du pétrole (polymères) comme le polyol et l’isocyanate (catalyseur), chaque fabricant de mousse polyuréthane garde jalousement sa 191

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa recette de composants principaux. Pour simplifier, nous pouvons comparer le procédé de fabrication des mousses à celui de la fabrication du pain. En effet, le mélange des composants polymères, du catalyseur et de l’eau, sont d’abord émulsionnés et étendus en une épaisse couche sur un tapis roulant. Cette couche liquide commence immédiatement à lever comme une pâte à pain. La réaction chimique produit du dioxyde de carbone avec un fort dégagement de chaleur qui transforme l’eau en vapeur ; cette vapeur d’eau s’élève par sa légèreté et sa pression augmente, l’effet expansif ou gonflement de la pâte qui devient ainsi de plus en plus spongieuse. Les polymères ou résines jouent le rôle de la farine, le catalyseur et l’eau celui du levain. Il existe bien entendu plusieurs recettes donc plusieurs types de mousses. Ce travail concerne la fabrication et la caractérisation d’une mousse polyuréthane à cellules ouvertes, fabriquées localement par une société Algérienne "mousse du Sud". En raison de l'amélioration de leurs propriétés mécaniques, une étude du comportement mécanique en compression statique et en fatigue cyclique est présentée. Les essais statiques sont effectués sur des éprouvettes selon leur état original (conventionnel) et d’autre transformés (auxétiques) en structure réentrante via un dispositif conçu spécialement. Les transformations sont obtenues en exerçant une compression axiale et radiale des éprouvettes dans des tubes ayant différents diamètres avec un chauffage à une température de ramollissement et un maintien approprié. Dans le but de bien visualiser l’effet des transformations sur le comportement mécanique des mousses une comparaison est faite entre les différents types d’éprouvettes originales et transformées par les niveaux 2 et 3. L’analyse des résultats des essais de fatigue cyclique effectués sur les mousses auxetiques permet de maître en évidence l’évolution de la perte de charge (F/F0) ainsi que l’énergie dissipée (Ed) en fonction du nombre de cycles N et du niveau de chargement r.

II. Matériaux d’étude et protocole expérimentale II.1.Matériaux Le matériau utilisé dans ce travail est un bloque de mousse polyuréthane à cellule ouverte de couleur gris de fabrication algérienne ayant les dimensions suivantes : 190 cm × 140 cm × 5 cm avec une densité de 0,025 g/cm3. II.2.Préparation des éprouvettes Les éprouvettes utilisées pour la réalisation des essais sont découpées et préparées au sein du

laboratoire de mécanique et structures (LMS) de l’université 8 Mai 1945 Guelma. La gamme de ces éprouvettes est divisée en deux séries : une contient des éprouvettes testées avec leur état original (conventionnel), tandis que la deuxième série est testée après transformation auxétiques avec deux taux de compression. Les éprouvettes auxétiques ont été fabriquées à partir du même bloque de mousse en utilisant le processus de transformation décrit dans les travaux de Bezazi et al [8][9]. Sachant que les éprouvettes conventionnelles ont une forme cylindrique ayant une longueur de 30 mm et deux différents diamètres 22 et 28 mm. Les éprouvettes auxétiques sont transformées à partir d’une compression simultanée dans le sens axial et radial des éprouvettes, puis chauffés à une température de ramollissement pendant un temps adéquat. La transformation peut être résumé en quarte étapes : i) compression; ii) chauffage ; iii) refroidissement ; iv) relaxation (décompression) [13]. Dans notre cas, les mousses auxétiques sont obtenues à partir des cylindres ayant 28 mm de diamètre et 150 mm de longueur avec des taux de compression différents. Ces cylindres sont ensuite compressés à l'intérieur du dispositif (Fig. 1) avant de les chauffés dans une étuve à une température désirée, après la décompression et la détente des échantillons, Il est important de signaler que la transformation des éprouvettes de mousse par compression radiale et axiale dans des tubes de diamètre 22 mm est appelée le niveau 2, notée par (G 28/22), et par conséquent la transformation dans des tubes de diamètre égale 19 mm appelée le niveau 3 on la note ainsi par (G 28/19). L’étuve utilisé est de marque Memmert modèle 500 ayant une chambre de dimension de : 560 x 480 x 400 mm3 équipé d’un système de chauffage jusqu’à 220 °C avec un afficheur électronique. L’étuve est aussi équipée d’un régulateur électronique et d’un thermostat (chauffage ou arrêt) permettant le réglage de la température de consigne désiré de l’appareil avec une précision d’affichage et de lecture de 0,5 °C. II.3. Conditions d’essais Les essais de compression statique ont été effectués à une température ambiante, et avec une vitesse de 5 mm/min. Les essais de fatigue ont été menés en contrôle déplacement avec une forme d’onde sinusoïdale d’une fréquence de 1 Hz. Les éprouvettes utilisées dans le cas des essais de fatigue sont similaires à ceux utilisés dans le chargement statique. Les éprouvettes sont soumises à un chargement statique jusqu’à un déplacement moyen, puis à un chargement cyclique à différentes valeurs d’amplitude qui se traduit par différents niveaux de chargement soit : r (0,72; 0,75; 0,80; 0,85, 0,90). Ces essais sont réalisés à l’aide d’une machine universel type Zwick / Roell Z005 ayant une cellule de charge dont la capacité maximale est de 5 kN. Elle permet d'effectuer des essais dans une gamme de vitesses de déplacement comprises entre 0,001 et 3000 mm/min. Cette machine est pilotée par un ordinateur autorisant le lancement des essais et l'acquisition des données par l’intermédiaire du logiciel 192

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa testXpert qui permet la programmation de cycles complexes et le pilotage des essais avec différentes vitesses en contrôle force ou déplacement. Le niveau de chargement est donné par la relation [9]: (1) r d max / d rup

III. Résultats et discussions III.1.Essais statique 10 G 22 orig

Ep 1

9

Ep 2 8

Ep 3

Force (N)

7 6 5 4 3 2 1 0 0

5

10

15 Déplacement (mm)

20

25

30

Fig. 2. Force-déplacement de la mousse G 22 originale. 14 Ep 1

G 28 orig

Ep 2

12

Ep 3

Force (N)

10 8 6 4 2 0 0

5

10

15

20

25

30

Déplacement (mm)

Fig. 3. Force-déplacement de la mousse G 28 originale. 14 G 28/22

Ep 1

12

Ep 2 Ep 3

10 Force (N)

Fig. 2 représente le comportement forcedéplacement, qui se déroule en trois phases, de la mousse polyuréthane grise originale de diamètre 22 mm, ceci est en bonne concordance avec la théorie classique des mousses développée par Gibson et Ashby [14]. La courbe représentative de la compression des solides cellulaire, que ce soit élastomère ou plastique, montre une phase linéaire (I) suivie d’un plateau de la force (II) et en fin une phase de densification (III) ou la charge augmente considérablement avec le déplacement. Des dispersions sont observées entre les trois éprouvettes effectuées dans les mêmes conditions de fabrication et de tests. Ceci est en bonne concordance avec les travaux de Bezazi et Scarpa [8] sauf que la force maximale obtenu par ces derniers est de l’ordre 17 N pour un taux de chargement de 80% pour une mousse PU de densité 0.027 g/cm3 qui est relativement beaucoup plus importante a la valeur trouvé dans le présent travail qui est de l’ordre de 9 N. Le comportement force-déplacement de la mousse grise originale de diamètre 28 mm (Fig. 3); se déroule en trois phases donc similaire à celui montré dans la Fig .2. Les essais sont plus ou moins répétitifs, la force maximale est de 13 N, supérieurs de 5 N par rapport aux éprouvettes ayant un diamètre de 22 mm. On remarque que le comportement forcedéplacement de la mousse transformée par le niveau 2 (G28/22) illustré dans la fig. 4 se compose aussi en trois phases linéaires, plateau et densification, ce qu’on a enregistré pour les mousses conventionnelles. Les courbes sont assez proches représentant ainsi une faible dispersion de la force confiné dans la troisième phase, ce comportement est enregistré par d’autres auteurs [15]. De la même manière le comportement forcedéplacement enregistré est similaire au cas précédent pour les mousses transformées par le troisième niveau (G 28/19) fig. 5 et la force maximale est de l’ordre 13 N.

Fig. 1. Dispositif de transformation.

8 6 4 2 0 0

5

10

15

20

25

30

Déplacement (mm)

Fig. 4. Force-déplacement de la mousse grise transformée G 28/22.

193

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa par les deux niveaux de compression 2 et 3 (Fig. 7). La courbe représentative force-déplacement de la mousse originale (conventionnel) de diamètre 28 possède une augmentation considérable de la force maximale obtenue après une compression de 80 % par rapport aux autres types. Le tableau. I illustre les valeurs obtenus expérimentalement.

14 12

Ep 2 Ep 3

10 Force (N)

G 28/19

Ep 1

8 6 4

14

2

G 22 orig G 28 orig

12

0 0

5

10

15

20

25

G 28/22

30

10 Force (N)

Déplacement (mm)

Fig. 5. Force-déplacement de la mousse grise transformée G 28/19.

/D )LJ LOOXVWUH XQ «FKDQWLOORQ GH OD PRXVVH SRO\XU«WKDQH JULVH ¢ FHOOXOHV RXYHUWHVSODF«HQWUHOHVGHX[SODWHDX[GH FRPSUHVVLRQ PRQW« VXU OD PDFKLQH GHV HVVDLVH[SOLTXDQWFRPPHQWRQHIIHFWXHXQ HVVDLGHFRPSUHVVLRQVWDWLTXHWHOTXHOD SUHPLªUH SKRWRV D QRXV PRQWUH XQ «FKDQWLOORQ VDQV DSSOLFDWLRQ G̓XQH FKDUJH GH FRPSUHVVLRQ ) FHSHQGDQW OD GHX[LªPH SKRWRV E SU«VHQWH XQ «FKDQWLOORQ VRXV VROOLFLWDWLRQ VWDWLTXH MXVTX̓XQWDX[GHFRPSUHVVLRQGH

8 6 4 2 0 0

5

10

15

20

25

30

Déplacement (mm)

Fig. 7. Force-déplacement de la mousse grise originale et transformée avec deus niveaux de compression.

7$%/($8, 9$/(8562%7(186(;3(5,0(17$/(0(17'(/$)25&('(35(66,210$;,0$/('(/$ 02866(*5,6(25,*,1$/((775$16)250(6

(a)

(b)

G 28/19

7\SHGGHPRXVVH

)RUFHPD[LPDOH¢GH FRPSUHVVLRQ

*RULJLQDOH

s

*RULJLQDOH

s

*QLYHDX

s

*QLYHDX

s

Une comparaison entre les différents type de mousses conventionnelle (de diamètres 22, 28 mm) et transformée par les taux 2 et 3 de compression est présentée dans la Fig. 8. L’évolution de la contrainte en fonction de la déformation se déroule en trois phases d’une manière similaire à celle trouvé pour le comportement forcedéplacement. Il est ta noté que la valeur maximale de la contrainte est enregistrée de l’ordre de 0,02 MPa pour la mousse transformée par le deuxième taux de compression (G 28/19), ce qui vérifier le but de la transformation des mousses concernant l’amélioration des caractéristiques de ces dernières.

Fig. 6. Echantillon sous compression statique. (a) avant chargement (b) après compression de 80 %

Pour plus de clarté nous avons regroupé une courbe représentative par type de mousse tel que la mousse grise à l’état conventionnel (originale) pour les deux diamètres 28 et 22 mm et ceux transformée 194

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa 1

0,025

r = 0,72

0,9

r = 0,75

G 22 orig 0,02

0,8 Perte de charge F/F0

G 28 orig

Contrainte (MPa)

G 28/22 G 28/19

0,015

0,01

0,005

r = 0,80

0,7

r = 0,85

0,6

r = 0,90

0,5 0,4 0,3 0,2 0,1

0 0

0,1

0,2

0,3

0,4 0,5 Déform ation

0,6

0,7

0,8

0,9

0 0

Fig. 8. Contrainte-déformation de la mousse grise originale et transformé.

100000

200000 300000

600000 700000

800000 900000

Fig. 10. Evolution de la perte de charge F/F0 en fonction de nombre de cycle pour les différents niveaux de chargement r.

III.2. Essais de fatigue La dégradation de la rigidité (F/F0) des échantillons jusqu’à 100 000 cycles (Fig. 9) peut être divisée en deux étapes : la première est caractérisée par une forte réduction de F/F 0 durant les premiers cycles, alors que pendant la deuxième étape la dégradation est plus progressive est lente et atteint un comportement quasi plateau. Ceci est en bonne concordance avec les travaux de Bezazi & Scarpa [8]. Pour enrichir l’analyse de ce travail, nous avons réalisé des essais allant jusqu’à 800 000 cycles, dans ce cas la perte de rigidité peut être devisée en trois phases (Fig. 10): la première est caractérisée par une forte réduction de F/F 0 durant les premiers cycles, alors que pendant la deuxième phase la dégradation est plus progressive est lente et atteint un comportement plateau. Cependant, la troisième phase se caractérise par un comportement alternatif entre un accroissement et un décroissement de F/F0, et cela peut être due à la diminution de la température pendant la nuit, ce qui provoque un durcissement de la mousse qui ce traduit par une augmentation relative de la perte de rigidité.

La Fig. 11 représente les boucles d’hystérésis enregistrée du premier cycle (N = 1) pour les différents niveaux de chargements utilisés (r = 0,72 ; 0,75 ; 0,80 ; 0,85 et 0,90). L’augmentation du niveau de chargement pour un nombre de cycle défini conduit à une augmentation de la taille de la boucle d’hystérésis. En d’autres termes, l’augmentation de r conduit à l’augmentation de la force, du déplacement et par conséquent de la surface de la boucle d’hystérésis. La Fig. 12 montres la quantité d’énergie dissipée en fonction du nombre de cycles pour les différents niveaux de chargement étudié. La variation de l’énergie dissipée par unité de volume (mJ/cm3) en fonction du nombre de cycles se déroule en deux phases : la première correspond à une forte diminution jusqu’à environ 20000 cycles, tandis que la deuxième phase est liée à une diminution très lente (comportement plateau) en raison de la stabilité de la déformation des brins des cellules. En d’autres termes, l’énergie dissipée reste presque constante avec l’augmentation du nombre de cycle ; ceci est en bonne concordance avec les travaux de Prima et al. [17] et de Bezazi et Scarpa [8], l’énergie dissipée peut être calculée par la relation [8]: max

8d &

1

min

0,9

* d

(2)

6

0,8

N=1

r = 0,72

0,7

r = 0,75

5

0,6

r = 0,80

0,5

4

r = 0,72

0,4

Force (N)

Perte de charge F/F0

400000 500000 Nombre de cycles N

r = 0,75

0,3

r = 0,80

0,2

r = 0,85

0,1

r = 0,90

r = 0,85 r = 0,90

3 2

0

1 0

10000

20000

30000

40000

50000

60000

70000

80000

90000 100000

Nombre de cycles N

Fig. 9. Evolution de la perte de charge F/F0 en fonction du nombre de cycle pour différents niveaux de chargement r.

0 0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

Déplacement (mm)

Fig. 11. Boucles d’hystérésis pour le premier cycle des différents niveaux de chargement utilisés.

195

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa 0,7 r = 0,72 Energie dissipée (mj/cm 3)

(a)

r = 0,75

0,6

r = 0,80 0,5

r = 0,85 r = 0,90

0,4 0,3 0,2 0,1 0 0

100000

200000

300000

400000

500000

600000

700000

800000

Nombre de cycle

Fig. 12. Energie dissipée Ed par unité de volume en fonction du nombre de cycle pour les différents niveaux de chargement étudiés.

(b)

Une microstructure des deux types de mousses conventionnelle et auxétique est présenté (Fig. 13) et la prise des photos a été obtenue à l’aide d’un microscope optique binoculaire. L’analyse des photos réveille que la mousse conventionnelle et auxetique possèdent des formes cellulaires avec des pores ayant différente forme et taille. En effet, les pores de la mousse conventionnelle Fig. 13a possèdent une forme ovale mais de taille différente alors que celle de la mousse auxetique Fig. 13b sont de forme aléatoire et parfois réentrante. Le calcul de la porosité par l’intermédiaire du logiciel Motic Image plus des échantillons en mousse conventionnelle et auxétique réveille qu’elles possèdent respectivement les porosités de 56,68% et 52,15%. A cause du procecusse de transformation, la mousse auxétique est donc plus dense que la mousse conventionnelle de 8,69%. La mousse polyuréthane se caractérise également par la géométrie de ses cellules[18] et le changement particulier de la microstructure de la mousse est donné par l'effet prédominant dû aux mécanismes de déformation[19]. Il est important de noté aussi que les dimensions des échantillons des mousses auxetiques augmentent dans le temps. En effet, pour mettre en évidence ce phénomène une prise successive de photos est effectuée pendant des intervalles de temps définie pour une durée de 15 jours sans démontage de l’échantillon. La première et la quinzième photo prise sont présentées respectivement dans les Fig. 13b et 13c. Il est important de signaler donc que la porosité d’échantillon auxétique a augmenté après quinze jours. Cette technique permet de contrôler l’évolution de la forme des cellulaires réentrantes des mousses auxétiques.

(c)

Fig. 13. Images microscopiques, (a) mousse originale, (b) première photo (mousse auxétique), (c) quinzième photo (mousse auxétique).

IV. Conclusions Le comportement mécanique (force-déplacement) en compression statique des mousses polyuréthane grise (originale et transformée) se déroule en trois phases, une phase linéaire suivie d’un plateau et en fin une phase de densification ou la force augmente rapidement avec l’augmentation du déplacement. La phase linéaire des mousses transformées est faible par apport à celle des mousses originales. La perte de charge F/F0 jusqu’à 800 000 cycle se déroule en trois phases : la première est caractérisée par une forte réduction de F/F0 dès les premiers cycles ceci est lié à la distorsion des brins des cellules, alors que pendant la deuxième phase la dégradation est plus progressive est lente et atteindre un comportement plateau. Cependant, la troisième phase se caractérise par un comportement

196

K. Bouchahdane, A. Bezazi, F. Scarpa alternatif entre un accroissement et décroissement de la perte de rigidité qui peut être due aux variations de température entre le jour est la nuit. L’énergie dissipée par unité de volume (mJ/cm3) en fonction du nombre de cycles se déroule en deux phases : La première correspond à une forte diminution jusqu’à environ 20000 cycles, tandis que la deuxième phase est liée à une diminution très lente est un comportement plateau en raison de la stabilité de la déformation des brins des cellules.

[17] M.A. Di Prima, K. Gall, D.L. McDowell, R. Guldberg, A. Lin, T. Sanderson, D. Campbell, S.C. Arzberger, Cyclic compression behaviour of epoxy shape memory polymer foam, Mechanics of Materials, Volume 42, Issue 4, April 2010, Pages 405-416. [18] Virginie GOUSSERY-VAFIADÈS (2004), caractérisation microstructurale et mécanique des mousses de nickel à cellules ouvertes pour batteries de véhicules hybrides, Thèse de doctorat (2004), Centre des Matériaux P.M. Fourt de l'Ecole des Mines de Paris. [19] M. Bianchi, F. Scarpa, M. Banse, C.W. Smith: Novel generation of auxetic open cell foams for curved and arbitrary shapes; Acta Materialia 59 (2011) 686–691.

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197


Modélisation et évaluation des performances du procédé de Stabilisation/Solidification (S/S) du Cr (VI) par le test TCLP. K. MOUSSACEB1, Ch. BELEBCHOUCHE1, A. AIT-MOKHTAR2 Affiliations: 1. Université A/MIRA Bejaia – Faculté de la Technologie- Route Targa-Ouzemour – Bejaia –06000- Algérie. 2. Université de La Rochelle- LaSIE -Avenue Michel Crépeau-17042 La Rochelle Cedex 1.

ABSTRACT Cet article porte sur l’étude du relargage du Cr(VI) stabilisé/solidifié par le liant hydraulique, type ciment CEM-IIA 42.5 de Ain Elkebira – Algérie, dans un milieu acide à 28 jours de cure. Trois mortiers ont été préparés avec des pourcentages massique différents du Cr2O3 à savoir 0.6%, 0.96% et 1.2%. La caractérisation par la diffraction des rayons X indique que le chrome accélère le processus d’hydratation des mortiers par rapport à échantillon témoin. Dans l’intervalle étudié [0.6%-1.2%], l’augmentation du pourcentage du Cr2O3 dans les matrices cimentaires induit l’augmentation des résistances mécaniques des mortiers. La lixiviation du Cr(VI) au cours du test Toxicity Characteristic Leaching Procedure (TCLP) et l’efficacité du processus de stabilisation/solidification dépendent de la concentration initiale du Cr(VI) et le temps de lixiviation. L’utilisation de la diffraction des rayons X a permis l’identification des phases cristallines à savoir CaCrO4.2H2O et Ca2Cr(OH)7.3H2O. Cette étude est complétée par la modélisation des données expérimentales qui ont révélé que le processus de lixiviation est beaucoup plus qu’un phénomène de surface dans le cas du chrome (dissolution ou précipitation). Keywords: Lixiviation, TCLP, XRD, modélisation, dégradation, déchet ultime (Cr 2O3). dans le traitement des déchets ultimes [11]. Le modèle empirique de côte a été utilisé conjointement avec des I. Introduction critères statistiques pour évaluer l’efficacité du procédé La protection de la santé des personnes et de de S/S et prévoir le relargage du Cr(VI) et la l’environnement devient de plus en plus un des soucis dégradation des matériaux synthétisés [12-19]. majeurs en ce début du siècle. L’activité industrielle de l’homme génère différents types de pollutions telles que les déchets solides ultimes. Le chrome, issu de la II. Matériaux et protocoles production d’aciers et d’autres alliages de l’électrodéposition de ce métal est l’un de ces déchets [1-2]. II.1. Formulation des mortiers Parmi les nombreuses formes du chrome, le Cr(VI) semble être le plus dangereux en raison de sa toxicité, sa Le processus de stabilisation/solidification des solubilité et ses caractéristiques de mobilité [2-4]. Etant métaux lourds est évalué au sein de matrices donnée la complexité de la chimie du chrome, la plupart cimentaires, mortiers, confectionnées à base de ciment des méthodes (spectrophotométrie d’absorption Portland CEM-IIA 42.5 dont sa composition chimique atomique) utilisées pour sa détermination se sont est illustrée dans le tableau I. Les autres constituants révélées peu efficaces pour des raisons de limites de utilisés dans leurs formulations sont : des déchets détection [5-6]. La stabilisation/ solidification (S/S) des synthétiques composés de sable et de polluants minéraux déchets dangereux par des liants hydrauliques est l’une Cr2O3 introduits sous forme de produits purs de des voies les plus prometteuses actuellement pour laboratoire. Le gâchage est effectué avec de l’eau diminuer le caractère polluant des déchets ultimes [7]. déminéralisée pour éviter toute éventuelle contamination Cependant, les déchets ultimes tels que les produits par éléments traces. TABLEAU I organiques, les sels et les métaux lourds peuvent ne pas COMPOSITION CHIMIQUE DU CIMENT CEM IIA 42.5. se prêter à ce type de traitement [8]. L’utilisation de la Composition chimique % massique diffraction aux rayons X (DRX) pour la caractérisation des produits de la stabilisation/solidification se révèle Elément SiO2 Al2O3 Fe2O3 CaO efficace pour la détermination des phases cristallisées Pourcentage 23.76 5.05 5.15 62.15 [6, 9]. Les résultats de la DRX peuvent être révélateurs Elément MgO K2O Na2O SO3 des mécanismes et des réactions d’immobilisation se Pourcentage 2.18 0.38 0.13 1.20 produisant dans un processus de S/S [9-10]. Le test TCLP test est utilisé par United States Environmental La teneur massique choisie en polluant (Cr2O3) est de Protection Agency (USA) (EPA) afin d’évaluer les 0.6%, 0,96% et 1.2% par rapport à la masse totale des performances du procédé de stabilisation /solidification constituants pour des niveaux de pollution considérés 198

K. MOUSSACEB, Ch. BELEBCHOUCHE, A. AIT-MOKHTAR par l’échantillon des radiations électroma-gnétique comprise entre 1 et 1000 μm, sont utilisés pour suivre l’évolution de ces échantillons durant au cours de l’essai de lixiviation.

comme plausibles [20]. Les formulations des matériaux synthétisés élaborés sont données dans le tableau II. TABLEAU II FORMULATION DES MORTIERS.

Ingrédients

Sable

Ciment

Cr2O

Eau

II.3. Test de lixiviation TCLP (Toxicity Characteristic Leaching Procedure)

3

E(Cr2O3 0%)

62.53

24.98

0.00

12.49

E(Cr2O3 0.6%)

61.93

24.98

0.60

12.49

E(Cr2O3 0.96%)

61.57

24.98

0.96

12.49

E(Cr2O3 1.2%)

61.33

24.98

1.20

12.49

Le test TCLP vise à caractériser le comportement du déchet stabilisé/solidifié dans l’échantillon au cours du temps. Les matériaux S/S sont soumis au protocole standard TCLP excepté que dans cette étude la durée du test est étalée sur 50h [22]. Le lixiviant est une solution dans laquelle se trouve un mélange de 63.4 ml de la soude 1N et 5.7 ml d’acide acétique 1N, ajusté avec l’eau distillée jusqu’à 1L de solution. Le pH de la solution de lixiviation est de 4.93. Le rapport (L/S) liquide/surface est maintenu à 20 cm3/cm2 dans les conditions de lixiviation. Les matériaux ont été mis en contact avec le lixiviant dans des récipients d’un litre qui ont été fermés de façon étanche pour éviter d’une part l’admission d’air, donc le risque de carbonatation et, d’autre part l’évaporation de la solution. Par ailleurs, une agitation est assurée pendant toute la durée de l’essai. Au cours de l’essai de lixiviation, plusieurs échantillons ont été prélevés. Ils ont subi une filtration et ont été acidifiés à pH = 2 à l’aide d’un acide nitrique à 68%. Ils sont ensuite conservés dans des flacons à l’abri de l’air et à température ambiante. Il est à noter qu‘avant l’analyse par l’UV visible où les absorbances sont mesurées à la longueur d’onde de 540 nm [21], les échantillons ont été centrifugés dont le but de transformer les formes de chrome en chrome total.

La carbonatation est un phénomène inévitable dans tout matériau à base de ciment exposé à l’air directement ou non. Elle se traduit par la formation de calcite par consommation des hydrates, principalement la portlandite et la précipitation de calcite et la production d’eau. Ceci a pour conséquence la réduction de la porosité du matériau. Comme les faces exposées sont généralement les faces moulées, elles sont riches en pâtes de ciment, donc en produits carbonatables [21]. La précipitation de la calcite a pour effet une réduction de la porosité, notamment en superficie, réduisant ainsi les propriétés du matériau vis-à-vis de la lixiviation. C’est pourquoi, les échantillons de mortier fabriqués sont protégés autant que possible de l’air ambiant. Nous avons utilisé un ratio E/C (eau/ciment) de 0.5 pour obtenir un matériau a porosité percolante non négligeable et favoriser ainsi la diffusion des espèces chimiques (Cr+3, Cr6+, Ca2+, Cl-,…etc) vers la solution lixiviante.

III. Modélisation et simulation du relargage du Cr(VI) dans la solution

Chaque matériau est préparé dans un malaxeur par gâchée de 3 kg conformément au protocole expérimental habituel inspiré de la norme CEN EN 196-1[20]. Le sable et le polluant sont préalablement mélangés, puis le ciment et l’eau déminéralisée sont ajoutés et l’ensemble est malaxé pendant quelques minutes. Après le malaxage, les mortiers sont versés dans des moules 4*4*16 cm3 et 8*8*21 cm3 et stockés à labri de l’air, dans des sacs hermétiques, à température ambiante (20 ± 3 °C) pendant 28 jours.

Par combinaison des formes de fractions cumulées de trois équations développées dans le modèle de Cote [12, 19], l’expression semi empirique des fractions cumulées lixiviées (F.C.L) de déchet peut être dérivée de la forme générale suivante :

F.C.L(t ) k1 (1 e k2t ) K3 t K 4t (1) L’équation se compose par trois termes, le premier terme, représente la contribution des espèces dont la cinétique de relargage est contrôlée par des échanges d’espèces entre la surface des échantillons et la solution lixiviante. Le second terme, est la solution des équations de la diffusion (lois de Fick), représente la contribution des espèces dont le relargage est contrôlé par le transport diffusionnel pur. Le troisième terme, exprime le relargage des espèces contrôlées par une cinétique de dissolution du premier ordre. Notre étude prévisionnelle sera donc effectuée en utilisant le modèle empirique de Côte couplant diffusion, réaction chimique et interactions de surface. Les paramètres K1, K2, K3, K4 ont été déterminés en utilisant la convergence du modèle de Cote par la méthode simplexe sur les données

II.2. Préparation des échantillons Après une cure de 28 jours dans une salle humide, les éprouvettes de dimension 4*4*16 cm3 ont subi des essais mécaniques selon la norme NF EN 12390-3. Par contre celles de dimension 8*8*21 cm3 sont découpés à la scie à sec afin d’extraire du cœur des échantillons de dimensions 3*3*3 cm3 afin d’éviter le phénomène de carbonatation. Avant de lancer le test TCLP, les échantillons sont concassés jusqu'à obtention de morceaux de diamètre inférieur à 9.5 mm. La DRX et la spectrométrie infrarouge (IR), qui est une méthode d’analyse non destructive basée sur l’étude d’absorption

199

K. MOUSSACEB, Ch. BELEBCHOUCHE, A. AIT-MOKHTAR expérimentales des espèces chimiques relargués. Pour l’étude de la validité du modèle de Côte, nous avons utilisé quatre critères statistiques à savoir : la variance résiduelle, le coefficient de corrélation, le test de Student et le test de Fisher. R2 est la proportion de la variance de y expliquée par les variables explicatives. Il est utilisé pour tester la qualité de l’ajustement de (y=F.C.L expérimentale) par (ŷ= F.C.L simulée) et exprimé par la relation suivante : n

R

2

9 ( yˆ

IV.2. Test de lixiviation TCLP

i

y) 2

IV.2.1. Propriétés chimiques

i

y) 2

Les résultats des paramètres chimiques à savoir le pH, la conductivité, les concentrations cumulées et les fractions cumulées lixiviées des espèces chimiques suivies (Cr+6, Na+, Ca2+ et K+), sont présentés dans les tableaux IV et V.

i 1 n

9(y

chrome peut se précipiter sous forme d’oxydes, sulfates et carbonates, comme il peut se substituer au calcium. Il donne naissance à de nouveaux composés qui accélèrent l’hydratation et la prise du ciment [20]. En résumé, on peut conclure que la résistance mécanique d’un matériau se distingue par la nature du polluant qu’il contient [20,22].

(2) La partie non expliquée par la régression appelée i 1

2

variance résiduelle ( S r ) est donnée par : 1 n ˆ)2 S r2 9 ( yi y n i 1 (3)

TABLEAU IV MATERIAUX SYNTHETISE E(CR2O3).

L’estimation de l’influence des coefficients de régression est réalisée par le test de Student (T), avec cj : coefficients du modèle et (cj) : variance de cj: T

0.6%

cj

(c j )

(4) Par contre la validité globale du modèle est réalisée par le test de Fisher (F) (m: représente le nombre de coefficients et n: nombre d’essais) qui est basée sur la statistique suivante : n

9( y

i

F

y )2

i 1 n

9( y

i

ˆ )2 y

i 1

R2 m 1 m 1 1 R2 n m n m

1

2

3

4

5

ph

5.0

5.1

5.3

5.4

5.6

5.8

Conduct ivité (ms)

4.1

4.1

4.6

4.6

5.4

5

Temps cumulé (h)

2

4

18

26

42

50

Cr(VI) (.mol/l) lixiviat

0.0 749 9

0.2 550 9

0.6 486 0

0.6 634 6

0.6 711 5

0.6 71 15

2.5 59 e-6

2.5 96 e-6

Cr(VI)0 (.mol/l) initiale

(5)

F.C.L

IV. Résultats et discussion

258500 2.9 01 e-7

9.8 68 e-7

2.5 09 e-6

IV.1. Essais mécaniques

2.5 66 e-6

0.96%

Les résultats des essais des résistances à la compression (Rc), et à la flexion (Rf) sont présentés dans le tableau III TABLEAU III ESSAIS DE RESISTANCES SUR LES MORTIERS.

1

2

3

4

5

6

pH

5.1

5.2

5.4

5.5

5.6

6.5

Conduct ivité (ms)

4.3

4.3

5.2

4.9

6.1

5.7

Temps cumulé (h)

2

4

18

26

42

50


0.1 399 0

0.3 666 1

1.0 975 3

1.1 018 9

1.1 038 2

1.1 01 64

2.6 81 e-6

2.6 85 e-6

2.6 80 e-6

Rc (MPa)

Ecart type

Rf (MPa)

Ecart type

E(T , 0%)

35.62

0.092

6.34

0.081

E(Cr2O3, 0.6%)

28.36

0.044

6.47

0.084

E(Cr2O3, 0.96%)

38.22

0.041

6.69

0.094

Cr(VI)0 (.mol/l) initiale

E(Cr2O3, 1.2%)

42.32

0.060

7.20

0.042

F.C.L

Les résultats obtenus montrent que la valeur de la résistance en compression enregistrée pour le matériau E (Cr2O3) augmente au faire et à mesure que le pourcentage de chrome augmente, dans le matériau, du fait que ce dernier accélère l’hydratation du ciment. Le

411000 3.4 04 e-7

8.8 20 e-7

2.6 70 e-6

1

2

3

4

5

6

pH

5.1

5.1

5.4

5.6

5.7

5.8

Conduct

4.2

4.1

4.7

4.9

5.1

5.3

1.2%

200

K. MOUSSACEB, Ch. BELEBCHOUCHE, A. AIT-MOKHTAR l’éttringite, de silicate du calcium C-S-H, de la calcite CaCO3 et de la portlandite Ca(OH)2 dans tous les matériaux E(Cr2O3 0.6 , 0.96 et 1.2%). Deux autres phases cristallisées ont été détectées à savoir : Ca2Cr(OH)7.3H2O et CaCrO4.2H2O qui justifient la rétention du Cr(VI) dans le matériau S/S.

ivité (ms) Temps cumulé (h)

2

4

18

26

42

50


0.1 538 4

0.4 525 0

1.4 059 5

1.4 423 0

1.4 576 9

1.4 61 54

Cr(VI)0 (.mol/l) initiale F.C.L

IV.4. Analyse par infrarouge(IR)

498000 3.0 89 e-7

9.0 86 e-7

2.8 23 e-6

2.8 96 e-6

2.9 27 e-6

L’analyse IR s’effectue sur des pastilles de KBr fabriquées en représentant les proportions suivantes : 300 mg de KBr et 5 mg de matériau finement broyé. La masse du mélange prélevée pour confectionner la pastille est de 30 mg. Les spectres infrarouges des matériaux E(Cr2O3 0.6, 0.96 et 1.2%) sont illustrés sur la figure 01 et leurs bandes de vibrations dans le tableau VI.

2.9 34 e-6

TABLEAU V CONCENTRATION DU SODIUM, POTASSIUM ET CALCIUM AU BOUT DE 18 HEURES DE RELARGAGE.

échantillon

Na + en (mg/l)

Ca2+ en (mg/l)

K + en (mg/l)

E(Cr2O3,1.2%)

710 456 686

E(Cr2O3, 0.6%)

3715

E(Cr2O3, 0.96%)

4618

E(Cr2O3, 1.2%)

806

1441

669.1

E(Cr2O3,0.96%) E(Cr2O3,0.6%)

1027 1600 456 686

1068 868 789

1666.1

623.4

2848 2856

1617

456

2912 2920

1075 1378

3460 3460

1947.3

775 2856 2920 3460

686 456

D’après les résultats illustrés dans les tableaux IV et V, on enregistre d’une part à pH et t (temps) inférieurs respectivement à 5.44 et 18 heures (zone 1), une augmentation accentuée des concentrations cumulées du chrome, et d’autre part à pH et t (temps) supérieurs respectivement à 5.36 et 18 heures (zone 2), une variation très légère (stabilisation) des concentrations cumulées. Dans la zone 1 la solubilisation du chrome dépend fortement du pH, cela peut être attribué à la dissolution des phases cristallisées telle que la portlandite, qui joue un rôle de stabilisateur qui favorise le relargage des cations Ca2+ et K+ pour former des composés alcalines (NaOH, KOH), et celles qui contient le chrome. Les résultats présentés dans le tableau V montrent que la quantité relarguée de calcium semble être contrôlée par la dissolution des phases solides solubles contenant du calcium tel que le Ca(OH)2, Ca2Cr(OH)7.3H2O, CaCrO4.2H2O, C6AS3H32 et des traces de CaCO3 . Par contre les quantités de potassium et de sodium relarguées sont dues à la dissolution des composés solubles tels que le NaOH, KOH, NaCl et KCl dans les trois matériaux synthétisés.

0

500

1617 8611068 1413 789

1000

1500

2000

2500

cm

3000

3500

4000

4500

-1

Fig. 1. Spectre infrarouge pour (Cr2O3 0.6, 0.96 et 1.2%).

Les résultats présentés dans le tableau VI montrent que les bandes caractéristiques du quartz (provient principalement du sable utilisé) se situent à 1068 cm-1 et 686 cm-1 puis à 456 cm-1. Aucune vibration correspondant à l’eau libre n’apparaît de façon nette sur les spectres IR, parce qu’elle peut être masquée dans les bandes très large dues à des vibrations plus importantes telle que la bande 3460 cm-1 du OH qui peut provenir de la silice (SiO2) ou de C-S-H. Les bandes très larges 3460 et 1068 cm-1 du Si-O empêchent l’apparition d’autres bandes. TABLEAU VI BANDES DE VIBRATION IR DES MATERIAUX (ECR2O3 0.6%, 0.96% ET

1.2%).

IV.3. Analyse par diffraction des rayons X Les échantillons sont analysés sous forme de poudre très fine broyés et passés au tamis de 100 µm, séchés à 105°C pendant 24 h. Les conditions de mesures (diffraction de Cu- Kα, avec un diffractomètre Siemens D500), sont les suivantes : 2º < 2θ <120º, un pas de 0.02° et un temps de comptage de 15s. Les résultats obtenus montrent la présence de 201

Bande

OH

CH2 polluant organique

phényle

E(Cr2O3, 0.6%)

3460

2920 et 2856

1617

E(Cr2O3, 0.96%)

3460

2912 et 2848

1617

E(Cr2O3, 1.2%)

3460

2920 et 2846

1600

Bande

Si-O

C-Si-H

Quartz

E(Cr2O3, 0.6%)

1068 et 456

1378 et 861

686

E(Cr2O3, 0.96%)

1075 et 456

1378 et 861

686

E(Cr2O3, 1.2%)

1068 et 456

1378 et 781

622

K. MOUSSACEB, Ch. BELEBCHOUCHE, A. AIT-MOKHTAR Les paramètres enregistrés dans les tableaux VII, VIII et IX ont révélé :

IV.5. Modélisation et simulation(IR)

Fraction Cumulée Lixiviée

La modélisation des données expérimentales, fractions cumulées lixiviées, par le modèle empirique de Côte a donné une grande similitude entre les valeurs expérimentales et simulées comme le montre la figure 2. Les tests de validité des modèles retenus et leurs paramètres sont enregistrés dans les tableaux VII, VIII et IX.

Que le phénomène de surface (dissolution ou précipitation) l’emporte sur le processus ; Que le signe moins de K3 qui signifie le retard dans la lixiviation et la valeur infiniment petite de la constante K4 qui évalue la composante réactionnelle indiquent que les phénomènes de la diffusion et de la réaction chimique sont moins significatifs ;

-6

3,0x10

-6

2,5x10

-6

2,0x10

Les tests statistiques des modèles retenus ont donné lieu en général :

E(Cr2O3,0.60%) Exp E(Cr2O3,0.96%) Exp E(Cr2O3,1.20%) Exp E(Cr2O3,0.96%) Simul E(Cr2O3,0.60%) Simul E(Cr2O3,1.20%) Simul

-6

1,5x10

-6

1,0x10

A des variances résiduelles de l’ordre de zéro ; A des valeurs des coefficients de détermination proches de l’unité ;

-7

5,0x10

0,0 0

10

20

30

40

50

Temps cumulé (h)

A des valeurs des tests de Fisher calculées beaucoup plus grande que les valeurs des tests de Fisher tabulées, ce qui nous valide les modèles en entiers ;

Fig. 2. Spectre infrarouge pour (Cr2O3 0.6, 0.96 et 1.2%). TABLEAU VII PARAMETRES SIMULES ET TESTS STATISTIQUES DU MODELE PROPOSE.

E (Cr2O3, 0.6%) K1 5.4325 e-6

K2

K3

K4

0.15622

-9.227 e-7

7.3955 e-8

A des valeurs des tests de Student qui indiquent que tous les coefficients des modèles sont retenus excepté ceux de la constante K3 qui sont rejetés par le retard dans la lixiviation.

Test Student : T(n-m, α/2)=4.514 51.98

//

29.69

31.16

Le relargage de plomb (Cr (VI)) est régit par le phénomène de surface ce qui a été révélé par la méthode de simplexe et confirmé par les tests statistiques.

Test Ficher (Ftabulé=9.78) 11879 Variance résiduelle

2.167 e-16

R²

0.999

IV.6. Dégradation des matériaux synthétisés TABLEAU VIII

IV.6.1. De point de vue concentration cumulée lixiviée

PARAMETRES SIMULES ET TESTS STATISTIQUES DU MODELE PROPOSE POUR.

Pour illustrer la dégradation de point de vue concentration cumulée relarguée, par les matériaux dans le milieu d’étude, on a utilisé le critère de taux (pourcentage) lixivié qui est donné par l’expression mathématique illustrée dans la ligne 7 du tableau X.

E (Cr2O3, 0.96%) K1 5.2565 e-6

K2

K3

K4

0.13359

-7.2514 e-7

5.1065 e-8

Test Student : T(n-m, α/2)=4.514 18.32

//

9.16

TABLEAU X

8.85

TAUX LIXIVIES DES MATERIAUX SYNTHETISES VERS LE LIXIVIAT.

Test Ficher (Ftabulé=9.78)

E (Cr2O3 0.6%)

1373 Variance résiduelle

2.126 e-15

0.999

258500

0.67

K2

K3

K4

0.12961

-7.9557 e-7

5.7839 e-8

0.000259

14.47

R²

0.000260

0.000293

IV.6.2. De point de vue minéralogique

3254 1.101 e-15

1.46

14.5

Test Ficher (Ftabulé=9.78)

Variance résiduelle

1.10

D’après les valeurs des taux lixiviés, on n’enregistre aucune dégradation notable dans les trois matériaux.

Test Student : T(n-m, α/2)=4.514 //

498000

Taux lixivié en % = (Ci/ C0)*100

E (Cr2O3, 1.2%)

28.01

411000

Concentration cumulée lixiviée (Ci) en µmol/l

TABLEAU IX

5.679 e-6

E (Cr2O3 1.2%)

Concentration initiale du polluant (C 0) en µmol/l R²

PARAMETRES SIMULES ET TESTS STATISTIQUES DU MODELE PROPOSE POUR.

K1

E (Cr2O3 0.96%)

Les diffractogrammes des différents matériaux synthétisés E(Cr2O3, 0.6, 0.96 et 1.2%) ont révélé que les intensités des pics avant et après (cœur) lixiviation sont de même ordre de grandeurs. Par contre, on

0.999

202

K. MOUSSACEB, Ch. BELEBCHOUCHE, A. AIT-MOKHTAR Les résultats simulés par le modèle de Côte et les tests statistiques ont révélé que le phénomène de surface l’emporte sur le phénomène de diffusion et celui de réaction chimique dans le cas du chrome.

enregistre une diminution des intensités des pics après lixiviation entre le cœur du matériau et la face exposée au milieu acide. Ce qui montre un léger lavage de la surface de contacte due au phénomène de dissolution ou de précipitation.

On conclut que les performances du procédé testé n’ont subis aucune détérioration, ce qui justifié l’efficacité de ce procédé dans la stabilisation/solidification des déchets ultimes.

IV.6.3. De point de vue des intensités des pics de la portlandite avant et après la lixiviation

Intensité moyenne des pics de Ca(OH)2

Cette méthode consiste à la mesure de l’intensité moyenne des pics de la portlandite avant et après lixiviation. Elle est utilisée comme critère de dégradation des matériaux.

VI. Référence [1] [2]

16

[3]

15 14 13

[4]

12 11

E(Cr2O3,1.2%) E(Cr2O3,0.96%) E(Cr2O3,0.60%)

10 9 8

[5]

7

[6]

6 5 4 3

[7]

2 1 0 AL

APLC

APLI

Avant et après lixiviation

[8] [9]

Fig. 3. Évolution des intensités moyennes des pics de la portlandite avant et après lixiviation des matériaux synthétisés.

[10]

D’après l’évolution des intensités moyennes des pics de la portlandite, figure 3, on enregistre une légère diminution entre les scannes AL (avant lixiviation) APLC (après lixiviation cœur) et APLI (après lixiviation interface).

V.

[11] [12] [13]

Conclusion

Au terme de cette étude, on conclut ce qui suit :

[14]

La caractérisation par XRD a permis d’identifier des phases cristallisées dans les matériaux synthétisés qui sont : CaCrO4.2H2O et Ca2Cr(OH)7.3H2O, ces dernières sont à l’origine de l’accélération de l’hydratation et l’augmentation de la résistance mécanique des matériaux S/S.

[15]

[16] [17]

Le test TCLP utilisé pour quantifier le caractère polluant du déchet incorporé dans les mortiers révèle que ce dernier est piégé à l’intérieur des phases formées par solidification /stabilisation.

[18] [19] [20]

Le phénomène observé lors de la mise en contact des monolithes et les solutions lixiviantes est beaucoup plus un processus de surface (échange d’espèces chimique).

[21] [22]

Les études menées en termes de dégradation des matériaux synthétisés n’ont donnés aucun signe d’importance capital dans la détérioration des matériaux. 203

US EPA, Natural attenuation of hexavalent chromium in groundwater and soils, Environmental Protection Agency, Washington, DC, (1994) R. James, The challenge of remediating chromium-contaminated soil, Environ. Sci. Technol 30 (1996) 248A-251A. S.A. Katz, H. Salem, The biological and environmental chemistry of chromium, VCH Publications, New York, (1994). R.J.J. Bartlett, Chromium cycling in soils and water: Links, gaps, and methods, Environ. Health. Prospect. 92 (1991) 17-24. J.H. Jacobs, Treatment and stabilization of a hexavalent chromium containing waste material, J. Environ. Prog 11 (1992) 123-126. C. Vipulanandan, S. Wang, Remediation of hexavalent chromium contaminated soil, Proceedings of in-situ Remediation of the Geoenvironment, ASCE, New York (1997), 363–373. US EPA, The Superfund Innovative Technology Evaluation Program: Technology Profiles, 4th ed. Environmental Protection Agency, Washington, DC, (1991). US EPA, Stabilization/Solidification of CERCLA and RCRA Wastes, Environmental Protection Agency, Washington, DC, (1989). C. Vipulanandan, S. Krishnan, Leachability and biodegradation of high concentrations of phenol and o-chlorophenol, Hazard. Wastes. Hazard. Mater. 10 (1993) 27-47. A. Roy, H.C. Eaton, F.K. Catledge, M.E. Tillebaum, Solidification/ stabilization of a heavy metal sludge by a Portland cement/fly ash binding mixture, Hazard. Wastes. Hazard. Mater. 8 (1991) 33-41. S. Wang, C. Vipulanandan, Solidification/stabilization of Cr(VI) with cement Leachability and XRD analyses, Cement and Concrete Research, 30 (2000) 385-389. L. C. Pierre and W. Thomas W, Constable, an evaluation of cement-based waste formsusing the results of approximately two years of dynamic leaching, Nuclear and chemical waste management. 7 (1987) 129-139. J. Crank, two methods for the numerical solution of moving-boundary problems in diffusion and heat flow, Q. J. Mechanics. Appl. Math. 10 (2) (1957) 220-231. H. W. Godbee, and D. S. Joy, Assessment of the loss of radioactive isotopes from waste solids to the environment. Part 1: Background and theory (ORNL TM-4333, 1974). Nathwani, J. S. and Phillips, C. R. Leachability of Ra-226 from Uranium Mill Tailings Consolidated with naturally occurring materials and/or cement. II: Analysis based on mass transport equation, Water, Air and Soil Pollution 14 (1980) 389-402. Pescatore, C., Simonson, S. A., and Machiels, A. J., Predictive modelling of long-term leaching behaviors. Presented at Waste Management 82, Tuscan, Arizona, March 8-11 (1982). R.E. Treybal, Mass Transfer Operations (McGraw-Hill Book Company, New York, 2nd ed. 1968). J.D. Stone, An overview of factors affecting the leachability of nuclear waste forms, Nucl. Chem. Waste Manag. 2 (1981) 113-118. G. L. Richardson, The phantom dissolution leach model, Nucl. Chem. Waste Manag. 2 (1981) 237-241. Omikrine O. and Aït-Mokhtar A., A proposed methodology for quantitative investigation of carbonation in polymer-modified mortars, Experimental Techniques, 33 (2009) 59-65. CFR, Appendix I, Toxicity Characteristic Leaching Procedure (TCLP), Code of Federal Regulations 40, Part 268, Washington, DC, 1997. K. Moussaceb, A. Ait-Mokhtar, D. Merabet, Influence of leaching conditions on the release kinetics of lead, chromium and nickel from solidified/stabilized cementitious materials, Environmental Technology, Taylor and Francis Ltd. 33 (2012) 2681-2690.


Extraction et caractérisation mécanique des fibres naturelles : Agave americana L. Ahmed Belaadi1, Abderrezak Bezazi1, Mostefa Bourchak2, Fabrizio Scarpa3 1.

Laboratoire de Mécanique & Structures (LMS), Université 8 Mai 1945, Guelma, Algérie. E-mail : [email protected]

2.

Aeronautical Engineering Department, Faculty of Engineering, King Abdulaziz University, Jeddah, KSA Advanced Composites Centre for Innovation and Science, University of Bristol, BS8 1TR Bristol, UK

3.

RESUME Le but de ce papier est d'examiner l'utilisation des fibres de l'agave americana en tant que renfort potentiel dans des composites à matrice polymère. Les fibres d’agave sont extraites par une nouvelle méthode d’extraction qui consiste à l’enfouissement des lames d’agave dans la terre. Afin d'utiliser ces fibres ligne-cellulosiques en tant que renfort potentiel dans des composite a renfort en polymère, il est important de vérifier leur microstructure ainsi que leur propriétés mécaniques. La caractérisation mécanique a été effectuée par des essais de traction statique de fibre simple de l’agave americana ayant une longueur de mesure GL = 10 mm. L’analyse des résultats des 30 essais est effectuée par une méthode statistique qui est la distribution de Weibull à deux paramètres, afin de mesurer le degré de variabilité dans la contrainte et le module de Young de la fibre. Le module de Weibull de la fibre de l’agave americana est égal à 3,07 et 3,41 respectivement pour la contrainte et le module de Young.

Keywords: Fibre naturelle, Agave Americana L., Traction statique, Statistique de Weibull des fibres par des moyens mécaniques peut être réalisée par une décortiqueuse, les fibres décortiquées sont séchées au soleil pour diminuer la teneur en eau [4].

I. Introduction La préoccupation environnementale de l'effet de serre a conduit de nombreux industrielles telles que les constructeurs d’automobile et d’emballages pour rechercher de nouveaux matériaux ayant des caractéristique satisfaisantes et biodégradables qui peuvent substituer les fibres synthétiques polymères conventionnelles. Les fibres naturelles semblent être une bonne alternative puisqu'elles sont facilement disponibles en forme fibreuse et peuvent être extraites à partir des lames et des tiges de plante à un coût bas. Le développement des composites en renfort en fibre végétaux est un secteur croissant pour beaucoup de raisons. Les fibres naturelles sont des matériaux important d’une source renouvelable, biodégradable et soutenable; la substitution des fibres de verre par les fibres végétales présente beaucoup d'avantages [1].

L’agave est une plante monocotylédone, actuellement classée dans la famille des Agavaceae [57]. Endémique sur le continent américain, elle est présente du sud du Canada jusqu’au nord de l’Amérique du Sud et les îles Caraïbes, en particulier au Mexique et dans toute l’Amérique centrale [5]. Cette plante a été exploitée depuis très longtemps pour de multiples usages (nourriture et boissons, médicaments, construction, tissage, papier,…) par les populations de la Méso-Amérique et l’Ari-Amérique, premiers habitants du Mexique [5]. Il y a environ 300 espèces d’agave, mais leur classification pose des problèmes de caractérisation et de nomenclature, comme par exemple l’agave azul, qui porte aussi le nom de l’agave tequila Weber. Le Mexique est le territoire où il y a la plus grande diversité d’Agavacée, avec près de trois quarts de ses variétés botaniques. Certaines d’entre elles sont cultivées, principalement dans les régions de Jalisco, Veracruz, Guerrero et Oaxaca [8].

La fibre naturelle peut être considérée en tant qu’un composite naturel (biocomposites) constitué principalement de fibrilles de cellulose encastrées dans la matrice de la lignine. Les fibrilles de cellulose sont alignées sur la longueur de la fibre ce qui permet de fournir la rigidité et une augmentions de la résistance en traction [1].

En donnant un exemple des propriétés mécaniques d’une fibre naturelle de la même famille de l’agave telle que le sisal, en particulier la fibre de sisal assument une structure topologique hiérarchisée, avec des cellules de fibre assemblées avec des micro- fibres produisant des réactions mécaniques complexes à différentes échelles. Dans la littérature un exemple des valeurs du module de Young et la contrainte à la rupture pour un seul filament de fibre de sisal est de l’ordre de 9-19 GPa, et 344–577 MPa respectivement [9-11].

Un des objectifs le plus important et le plus difficile pour tous les chercheurs est de trouvé comment faire l’extraction des fibres à partir de la source végétale, sans pour autant perdre les propriétés physicochimique, par des méthodes économique [2]. Plusieurs méthodes sont utilisées dans ce domaine, l’une d’elles consiste à immerger l’échantillon dans l’eau pour l’extraction de la fibre de date par exemple, d’autres utilisent des solutions chimiques tel que les alcanes [3]. L’extraction 204

A. Belaadi, A. Bezazi, M. Bourchak, F. Scarpa Notre but est de caractérisé une nouvelle génération de fibre a base végétale telle que la fibre naturelle d’Agave americana L trouvée en abondance en Algérie. L’exploitation de cette fibre permettra de mettre en valeur des richesses végétales produites par le sol Algérien et pourra de contribué au développement économique de notre pays. Cette plante est intéressante du point de vue économique et écologique et ces fibres sont capable de concurrencer les fibres synthétiques notamment les fibres de verre. Cela permet d'envisager son utilisation pour la production de matériaux composites à base de matrice biologique et polymérique, recyclable ou biodégradable.

Afrique. Cette plante atteint la fluorisation après 5-8 ans et dans la zone des milliers de graines peuvent être produites [12]. La plante utilisée dans ce travail est de la région des montagnes de Guelma et ces lames sous forme d’une structure sandwich d’une longueur environ 2,30 m et une section transversale d’environ 27,4 cm (Fig. 1b). II.2. Extraction de la fibre La méthode d’extraction de la fibre utilisée est une nouvelle méthode qui consiste à l’enfouissement des lames d’agave (Agave Americana) dans la terre sous une profondeur de 30 cm pendant une période d’environ 90 jours (Fig. 2). Ceci permet de favoriser la biodégradation de la lame, rendant l’extraction des fibres facile comme le montre la figure. Ensuite la fibre est lavée à l’eau et séchée à l’air libre et enfin les fibres obtenues sont présentées dans la Fig. 3. II.3. Essai de traction sur une fibre

II. Techniques expérimentales II.1. Morphologie de la plante de l’agave L'agave americana (Fig. 1) est une plante succulente, appartenant à la famille des Agavacée. Cette plante est originaire de l'Amérique central du nord, on la trouve abondamment dans des régions arides et semi-arides. L’Agave a une grande rosette des lames charnues épaisses avec une marge épineuse et des extrémités à un point pointu. Les lames sont longues, dures, et rigides, avec les extrémités aiguës pointues et dures, qui peuvent facilement pénétrer par les vêtements et le cuir.

Les propriétés élastiques (contrainte à la rupture, module de Young et déformation à la rupture) de la fibre de l’Agave Americana sont déterminées selon la norme ASTM D 3822-01 utilisant une longueur de mesure (GL) de 10 mm. En raison de la variabilité des fibres naturelles 30 échantillons sont testés. Les tests ont été conduits sur une machine de traction universelle de type ZWICK ROELLE Z005 (Fig. 4); cette machine est équipée d’une cellule de charge de 5 KN. Le guidage et le déplacement de la traverse est sans jeu et la machine est pilotée par un logiciel Testexpert V10.11 qui permet d’enregistrer les résultats sur un procès-verbal d’essais. Les essais de traction ont été effectués avec une vitesse de 1 mm/min. Tout le test a été conduit à la température ambiante 24°C et une hygrométrie environ 65%.

(a)

II.4. Observation au microscope optique et à balayage électronique Les fibres d’agave ont un diamètre approximative 300 µm et une longueur de 0,8 à 1,5 m. La surface de la fibre est observé en utilisant un microscope optique ZEISS équipé d'une appareil-photo Moticam 2500 à commande numérique piloté par un programme de traitement d'images MoticImages Plus V2.0.

(b)

Fig. 1. Agave americana (a) plante croissante, (b) les lames de la plante.

La plante de l’agave americana L représenté dans la Fig. 1 avec ses lames bleues poudreuses excessives la plus tolérante de tous les agaves du point de vue résistance à la chasseresse ce qui explique sa large distribution dans les régions chauds de différent pays en

Fig. 2. Les lames après 90 à 100 jours de l’enfouissement.

205

A. Belaadi, A. Bezazi, M. Bourchak, F. Scarpa

Fig. 3. Fibres d’Agave americana L obtenues par enfouissement dans la terre.

Fig. 6. Micrographie obtenu par un MEB de la vus longitudinal des fibres de l’agave americana L.

III. Résultats et discussions Trente spécimens de la fibre de l’agave americana ont été testés et le comportement contrainte/déformation type est présenté dans la Fig. 7. Ce comportement est caractérisé par une région linéaire élastique avec une pente très importante suivie par une zone de transition non linéaire et enfin par un comportement pratiquement linéaire, mais avec une pente beaucoup plus faible que celle de la première zone, jusqu’à la rupture brutale de la fibre. Il est important de signaler aussi que pour la deuxième phase la fibre possède parfois des discontinuités qui correspondent à la rupture de quelque micro-fibrille pour quelques échantillons testés. Bessadok et al. [13] interprète la forme de ces courbes comme un matériau dur.

Fig. 4. (a) Montage de la fibre, (b) fibre rompue.

La Fig. 5 présente une observation microscopique de la variation du diamètre le long de la fibre de l’agave. Le diamètre moyen détecté pour les fibres est de 310± 144 µm. Les surfaces des fibres ont été également examinées en utilisant un microscope à balayage électronique (MEB) JSM-5600 (Fig. 6). Les fibres ont été recouvertes d'une couche fine d'or pour la rendre conductrice.

Fig. 7 Courbe type en comportement Contrainte-Déformation de la fibre d’agave americana

Les résultats des propriétés mécaniques en fonction du diamètre de la fibre de l’agave (Fig. 8) se caractérisent par des dispersions qui sont due principalement d’une part à l’origine de leur emplacement dans les plantes et aussi aux méthodes d’extractions de ces fibres. Les fibres ne possèdent pas les mêmes dimensions tout le long de lame, c’est à dire que les dimensions des fibres sont plus importantes au pied de la lame par rapport à sa tête et ceci est fonction de la maturation de la plante. De plus, les lames externes sont plus mures et possèdent donc des fibres de dimension plus grandes que celle des lames internes plus jeunes de la plante de l’agave americana. La comparaison des résultats expérimentaux obtenus avec ceux de la littérature est difficile du faite de la

Fig. 5. Observation au microscope optique utilisé pour la mesure du diamètre de la fibre le long de sa longueur.

206

A. Belaadi, A. Bezazi, M. Bourchak, F. Scarpa nature des plantes, de leurs maturités, des conditions climatiques du développement de ces plantes et des conditions d’essais, notamment la vitesse de sollicitation. Néanmoins, un résumé des résultats des essais de traction statique sur les fibres naturelles de la littérature [9,14-17] sont présentés dans le Tableau 1. Les dispersions dans les valeurs obtenues comparaison avec celles de la littérature, peut [9, 18] est due à trois facteurs principaux: paramètres/états d'essai, caractéristiques du centre de la fibre et mesure de la section de la fibre. Les paramètres d'essais qui pourraient influencer les résultats peuvent être: précision de l'instrumentation, longueur de mesure, vitesse de déformation, type de mors (grips) de la machine, et conformité de la machine. Pour ce qui concerne les caractéristiques de la plante, l'âge, type de traitement (mécanisme d'extraction de la fibre) aussi bien que la microstructure de la fibre.

La distribution de Weibull a deux paramètres a été appliqué pour les propriétés mécanique à savoir la contrainte à la rupture et le module de Young qui ont montré une grande dispersion des résultats (Fig. 8), donc l’équation de Weibull est comme suit [19]: z 6(z) = exp ~− < z8 ou P(ξ) est la probabilité de survie en fonction du paramètre ξ, m est un paramètre de forme sans dimensions relier directement aux dispersions des données expérimentales, et ξ0 est un paramètre locale représente une valeur moyenne de ξ [20]. La valeur P est évaluée par un estimateur métrique (valeur d'un rang moyen) [9, 21, 22]:

350

6 =

Contrainte à la rupture (MPa)

300

250

ou i est le rand du ième point de donnée et n le nombre de points. Les paramètres m et ξ0 sont obtenues à partir d’un traçage d’une ligne droite de Weibull ln[ln(1/1 − 6 en fonction de lnz, par conséquent, un modèle linéaire est obtenu.

200

150

100

50

0

200

300 400 Diamètre de la fibre (µm)

500

Les Figs. 9 et 10 montrent la distribution de Weibull pour la contrainte à la rupture et le module de Young des fibres de l’agave L. Il faut voir qu'une distribution de Weibull à deux paramètres fournit une approximation raisonnable des données expérimentales pour les deux propriétés mécaniques. La forme de Weibull et les paramètres locales (qui sont des valeurs caractéristiques de la distribution) pour chaque propriété. Le module de Weibull de la contrainte à la rupture mσ et du module de Young mE sont respectivement 3,07 et 3,41 pour une longueur de mesure (GL) de 10 mm. Les modules de Weibull de la contrainte mσ trouvé dans la littérature pour différent type de fibre et GL sont présentés dans le Tableau 1. A titre comparatif, les fibres naturelles de sisal pour une GL de 10 mm est de 4,6, alors que celle de l’Agave americana du présent travail est seulement de 3,07.

120

Déformation à la rupture (%)

100

80

60

40

20

0 150

200

250

300 350 400 Diamètre de la fibre (µm)

450

500

3

Module de Young (GPa)

2.5

2

1.5

1

0.5

0 150

c − 0.5

200

250

300 350 400 Diamètre de la fibre (µm)

450

500

Fig. 8 Propriétés mécaniques en fonction du diamètre de la fibre de l’agave americana L.

207

A. Belaadi, A. Bezazi, M. Bourchak, F. Scarpa TABLEAU 1 RESUME DES PROPRIETES MECANIQUES EN TRACTION DES FIBRES NATURELLES PRESENTE DANS LA LITTERATURE. Type de fibre

GL (mm) 10

Contrainte à la rupture (MPa) 391 ± 89 10

module de Young (GPa) 7 ± 4.

Déformation à la rupture (%) 5.2 ± 2.5

Sisal Sisal Sisal Sisal

4.6

[9]

20

392 ± 105

10.4 ± 3.0

3.8 ± 1.1

3.7

[9]

30

385 ± 99

14.8 ± 6.2

2.8 ± 0.6

3.6

[9]

40

400 ± 126

15.7 ± 6.0

2.6 ± 0.8

3.0

[9]

P. tenax

20

770 ± 320

23.89 ± 9.45

5.04 ± 0.80

2.491

[14]

P. tenax

30

579 ± 286

27.22 ± 10.51

3.25 ± 0.99

2.258

[14]

P. tenax

40

465 ± 214

27.59 ± 12.06

2.26 ± 0.20

2.238

[14]

Lin

-

1339 ± 486

58 ± 15

3.27 ± 0.4

-

[15]

Jute

20

505 ± 165

30 ± 14

-

-

[16]

Chanvre

8

636 ± 253

24,7 ± 11.4

2.1 ± 0.7

-

L’Agave americana

10

132 ± 111

1.81 ± 0.73

51.62 ± 38.99

3,07

2

(a)

mσ

Référence

mE

[17] 3.41

Présente étude

2

(b)

1

1

0

0

ln(ln(1/(1-p))

ln(ln(1/(1-p))

Module Weibull

-1

y = 3.07*x - 15 -2

-1

y = 3.41*x - 1.05

-2

-3 -3

-4 -4

-5

3

3.5

4

4.5

5

5.5

6

-5 -2

ln ()

-1.5

-1

-0.5

0

0.5

1

1.5

2

1.5

2

ln (E)

Fig. 9. Distribution de Weibull pour la contrainte et le module de Young. 1

(a)

1

(b)

0.9

0.8

0.8

0.7

0.7

0.6

0.6

F(E)

F()

0.9

0.5

0.5

0.4

0.4

0.3

0.3

0.2

0.2

0.1

0.1

0 2.5

3

3.5

4

4.5

5

5.5

6

6.5

0 -2

7

ln ()

-1.5

-1

-0.5

0

0.5

1

ln (E)

Fig. 10. Probabilité de survie de Weibull pour la contrainte et le module de Young.

IV.

seule fibre, sollicitée en traction statique, sont analysé par la distribution de Weibull à deux paramètres. Les valeurs des modules de Weibull de la fibre de l’agave americana testé a une longueur de mesure (GL) de 10 mm pour la contrainte maximale et le module de Young sont respectivement égaux à 3,07 et 3,41. Enfin, les résultats sont comparés avec d’autre fibres lignécellulosique trouvé dans la littérature et pour différent GL.

Conclusions

Dans ce papier est présenté une nouvelle méthode écologique et soutenable d’extraction de la fibre de l’agave americana L qui pouce dont les montagnes algérienne. Ce travail permet de mettre en évidence l’influence et la dépendance des propriétés mécaniques telle que la contrainte et la déformation à la rupture et le module de Young en fonction du diamètre de la fibre de l’agave. Les résultats expérimentaux obtenus sur une 208

A. Belaadi, A. Bezazi, M. Bourchak, F. Scarpa [12] R.E. Guzman, F.Z. hernandez, K. Gil Vega, Simpson J, Seed production gametophyte formation in Agave tequilana and Agave Americana, Botany 86(2008) 1343–53. [13] A. Bessadok , S. Marais , S. Roudesli , C. Lixon , M. Me´tayer . Influence of chemical modifications on water-sorption and mechanical properties of Agave fibres. J of Composites: Part A 39 (2008) 29–45. [14] I.M. De Rosa, J.M. Kenny, D. Puglia, Santulli C, Sarasini F. Tensile behavior of New Zealand flax (Phormium tenax) fibers. J Reinf Plast Comp 29(2010)3450–54. [15] C. Baley. Analysis of the flax fibres tensile behaviour and analysis of the tensile stiffness increase. Composites: Part A 33 (2002) 939–48. [16] E.S. Rodriguez, PM Stefani, A. Vazquez. Effects of Fibers' Alkali Treatment on the Resin Transfer Molding Processing and Mechanical Properties of Jute-Vinylester Composites. Journal of Composite Materials 41 (2007) 1729-740. [17] V. Placet, F. Trivaudey, O. Cisse, V. Gucheret-Retel, M. Lamine Boubakar. Diameter dependence of the apparent tensile modulus of hemp fibres: A morphological, structural or ultrastructural effect?. Composites Part A 2012;43:275–87. [18] N. Chawla, M. Kerr, K. K. Chawla. Monotonic and cyclic fatigue behavior of high-performance ceramic fibers. J of Am Ceram Soc 88 (2005) 101–8. [19] W. Weibull. A statistical theory of the strength of materials. Ing Vetenskaps Akad Handl, vol. 151. Stockholm; 1939. [20] L. Peponi, J. Biagiotti, L. Torre, J.M. Kenny, I. Mondragòn. Statistical analysis of the mechanical properties of natural fibers and their composite materials. Natural fibers. Polym Compos 29 (2008) 313–20. [21] J-M. Park, S.T. Quang, B-S. Hwang, KL. DeVries. Interfacial evaluation of modified Jute and Hemp fibers/polypropylene (PP)–maleic anhydride polypropylene copolymers (PP–MAPP) composites using micromechanical technique and nondestructive acoustic emission. Compos Sci Technol 66 (2006) 2686–99. [22] J. Andersons, E. Sparnins, R. Joffe, L. Wallström Strength distribution of elementary flax fibres. Compos Sci Technol 65 (2005) 693–702.

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209


Use of Biomaterials for Design and Development of a device for in-situ monitoring of some inorganic pollutants in aqueous environments A.Zazoua1, C. Dernane1, I. Kazane1, N. Khedimallah1, N. Jaffrezic-Renault2 1. 2.

Université de Jijel, laboratoire de Matériaux : Elaborations-Propriétés-Applications, BP 98, Ouled Aissa, 18000 Jijel, Algeria Université de Lyon - LSA - UMR 5180 CNRS - Université Claude Bernard Lyon 1, 69622 Villeurbanne cedex, France

ABSTRACT In this work, we were interested to developing a micro electrochemical sensor that includes two different membranes for detection at the same time and in situ nitrite and ammonium in water environments. The two sensing elements used are: enzyme catalase and bentonite. We used catalase for the detection of nitrites and bentonite for the detection of NH4+. We worked with gold transducers. Immobilization of different membranes sensitive cross-linking was carried out by the enzyme using a vapor of glutaraldehyde and a mixture of PVC and plasticiser DNP with bentonite. The characterizations of our devices were performed by impedance measurements and cyclic voltammetry. The results obtained in the laboratory scale have shown that the use of this system has improved the detection sensitivity of the two pollutants compared to conventional analysis methods, with good stability and limits detections around 10-11M for nitrite and 10-6 M for ammonium. Keywords – electrochemical sensors, inorganic pollutants, catalase, bentonite

1.

INTRODUCTION

Nitrite and ammonium are two of the wellknown inorganic pollutants in environmental, food, industrial and physiological systems. The widespread nitrite pollutant becomes toxic in human body and animals [1, 2]. So some communities have established the maximum admissible levels of nitrite in drinking water at 0.1 mg/L, increasing the demand for sufficiently sensitive, accurate and simple analytical procedures for nitrite. Ammonium has no appreciable effect on the health of consumers, but its presence in water is an indicator of pollution. NH4+ coming from rain and snow (up to 2 mg/l), textile industry or chemical fertilizers represent an important cause of water pollution [3]. Ammonia in equilibrium with ammonium stimulates the growth of plankton and is toxic for fishes diffusing easily through their tissues. In river water, European directives, given to preserve fishes, set the maximum allowable concentration to 0.04–0.2 mg/l of NH4+, depending on the sort of fish living in the river, so ammonium-nitrite sensors that could be placed in situ are needed to perform a direct monitoring. Several methods have been described for nitrite and ammonium determination, using different classical analytical methods such as titrimetric [4], chromatographic [5, 6] and spectrometric methods [7]. However, most of these conventional approaches are expensive, time-consuming, frequently generate considerable waste and require highly trained personnel. In this context, rapid detection and monitoring in environmental monitoring and in clinical and food diagnostics have paved the way for the elaboration of alternative analytical devices, such as biosensors or chemical sensors. The latter offer considerable promises for attaining the analytic information in a faster, simpler and cheaper manner compared to centralized analytical

systems and constitute a field portable monitoring technology [8–10]. A biosensor and chemical sensor are a devices containing two principal parts: the biological or chemical receptor for analyte recognition (i.e., enzyme, ionophore) and the transducer for conversion of the specific biorecognition event to an optical or electrical signal. For this reason, the major step in the (bio) chemical sensors construction is to find the best strategy to immobilize (bio) chemical recognition macromolecules on the transducer without any change of their structural conformation and of their activity [11, 12]. In this work, we propose to study two devices, a chemical sensor based on bentonite ionophore as supported by a matrix of PVC-DNP for ammonium detection and a novel enzymatic sensor based on catalase deposited on gold electrode sensitive to nitrite in the presence of oxygen, based on the catalase inhibition by this pollutant. The biolayer and the chemical layer were deposited by a spin coating method on gold electrode used as physical transducers. Impedance spectroscopy is a powerful tool for the label-free and substrate free study of high affinity with enzymes and bentonite. From fitting impedance data to appropriate equivalent electrical circuit, one can get specific characteristics of working electrode, in particular, properties of electrode/electrolyte interface that can be changed due to the formation of enzyme–inhibitor complex and bentonite/ammonium interactions [13, 14].

2 EXPERIMENTAL 2.1 Reagents The powdered bentonite sample was obtained from deposits of hammam boughrara, Maghnia in the west of

210

A.Zazoua1, C. Dernane1, I. Kazane1, N. Khedimallah1, N. Jaffrezic-Renault2 Algeria. The purity was checked by X-ray diffraction, thermogravimetric 200

(a)

(A)

100

I (µA)

0

(b)

2.2 Sensor design Gold substrates were provided by the Laboratoire d'Analyse et d'Architecture des Systèmes (LAAS, CNRS Toulouse). They were fabricated using standard silicon technologies. (100)-oriented, P-type (3–5 Ω cm) silicon wafers were thermally oxidized to grow an 800 nm-thick field oxide. Then, a 30 nm-thick titanium layer followed by a 300 nm thick gold top layer were deposited by evaporation under vacuum.

-100

2.3 Composition and deposition of the membranes -200

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

E (V vs SCE) bare gold electrode electrode after fonctionnalization (PVC+bentonite)

500

(a)

2

I(µA/cm )

(B)

0

(b)

-500

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

E (V vs SCE)

Figure 1. The cyclic voltammograms of a 2 mM equimolar mixture of K3Fe(CN)6 and K4Fe(CN)6 recorded in phosphate buffer saline pH 7.3 at a bare gold electrode (Aa) and at the same electrode after catalase deposition (Ab). The cyclic voltammograms of a mixture of K3Fe(CN)6 and K4Fe(CN)6 recorded in buffer solution pH 7.2 at a bare gold electrode and at the same electrode after PVC-bentonite deposition .

analysis, and nuclear magnetic resonance. Chemical composition was determined by elemental analysis (carried out by fluorescence), resulting in the unit cell formula: (Si 3.8656Al0.1343) (Al1.4676Fe0.02Mg1.415) O10 (OH) 2 M+0.55 Polyvinyl chloride, dinonyl phthalate, nitrate potassium, potassium hexacyanoferrate(III) (K3Fe(CN)6) and potassium hexacyanoferrate(II) (K4Fe(CN)6 · 3H2O), were provided by Sigma-Aldrich. All other reagents were of analytical grade and used without further purification. Catalase enzyme (EC1.11.1.6, from bovine liver, 4540Umg−1 protein), bovine serum albumin (BSA), glycerol were provided by Sigma-Aldrich. Potassium nitrite, acetone, ethanol, sulphuric acid and hydrogen peroxide (30% in water) were purchased from Fluka and used as reactants or for electrode pretreatment. NaH 2PO4 and Na2HPO4 · 12H2O were obtained from SigmaAldrich. Buffer solution used for cyclic voltammetry and impedance measurements was Phosphate Buffer Saline (PBS) adjusted to pH 7.3. The reagents were used as purchased without any further pretreatment.

40

30

2

-0,8

Before depositing the PVC membrane and the biomembrane, gold electrodes were sonicated for 10 min in acetone, and then dried under nitrogen flow. After that, the gold surface was cleaned for 1 min with a freshly prepared “piranha” mixture (H2O2: H2SO4, 3:7, v/v) and rinsed carefully with large amounts of deionized water. Then plates were washed with ethanol, rinsed with water and finally dried under a nitrogen flow. The NH4+sensitive electrode was prepared by using a suspension of polyvinyl chloride (polymer), dinonyl phthalate (plasticizer) and bentonite ionophore in the following proportions: 7 w/w%; 30 w/w%; 62 w/w%, respectively, diluted in tetrahydrofuran (THF). The membrane was obtained by depositing 5 μL of the aforementioned PVCDNP/ionophore suspension on the gold electrode using a spin coater with the following parameters: rpm = 2500, rpm/s = 2000, t = 30 s [24]. After drying in air for several hours, the sensor was soaked for 1 h in a 10−2M KNO3 (pH=7.2) solution to achieve appropriate conditioning of the PVC/ionophore membrane. The biocoatings of the nitrite-sensitive electrode were elaborated by spreading 20 µL of phosphate buffer (20 mM, pH 7.5) containing a mixture of 6% of BSA, 10% of glycerol and either 4% of catalase. After deposition of the protein solutions, the sensors were placed for 25 min in saturated glutaraldehyde vapour inducing a cross-linking process and dried at room temperature.

-Zi [kohm.cm ]

-300

20 0M -11 9.9.10 M -9 9.01.10 M -7 8.26.10 M -5 7.63.10 M -3 7.09.10 M -2 2.62.10 M -1 2.07.10 M

10

0

0

20

40

60

80

100

2

Zr [kohm.cm ]

Figure2. Nyquist diagram at − 0,2 V versus SCE in KNO3 buffer solution pH 7.2 obtained for the impedance measurements on the Au/PVC-bentonite sensor under various concentrations of ammonium concentrations.

211

120

A.Zazoua, C. Dernane, I. Kazane, N. Khedimallah, N. Jaffrezic-Renault

40

0M 8.26E-11 M 1.09E-9 M 5.16E-7 M 4.90E-5 M 4.69E-3 M 1.23E-2 M 3.10E-2 M

30

25

20

-Zimkohm

50

2

The electrochemical impedance measurements were performed using Voltalab 40, model PGZ 301 instrument (Radiometer Analytical) controlled with Volta Master 4.0. The instrument was used in a three-electrode cell configuration. Gold electrodes (0.19 cm2) modified with PVC-DNP/bentonite and with catalase membrane were used as a working electrode, while a saturated calomel electrode (SCE) purchased from Radiometer Analytical was used as a reference electrode. The auxiliary electrode was made of a platinum plate with an active

both peaks are significantly decreased and peak-to-peak separation was increased to 400 mV, which is attributed to the decrease of electron transfer through catalase membrane. The electrochemical impedance spectroscopy (EIS) measurements are presented in the complex plan as a plot of –Zim versus Zreal.

:Rct [Kohm.cm ]

2.4 Electrochemical measurements

30

20

10

0

15

-10

-8

-6

-4

-2

0

Figure 4. Calibration curves describing the variation of charge + Log [NH4 ] transfer resistance Rct against ammonium concentration.

10

To evaluate the reaction between ammonim and bentonite, Au/PVC-bentonite electrodes were exposed to different concentrations of NH4+. The corresponding impedance spectra (Nyquist plots) are shown in Figure 2. In all cases a significant decrease of the Rct value was observed, due to the binding of ammonium to the immobilized PVC-bentonite membrane. Figure 4 shows the calibration plot obtained for the sensor assay. The impedance increment is defined as:

5

0 0

10

20

30

40

50

60

ZreKohm

Figure 3. Nyquist diagram (−Zim vs. Zr ) at – 0.2 V versus SCE in PBS solution pH 7.3 obtained for the impedance measurements on the catalase biosensor under various concentrations of Nitrite concentrations.

surface of 0.385 cm2. The impedance spectroscopy measurements were carried out in the frequency range from100 kHz to 1 mHz using a modulation voltage of 10 mV. Measurements were performed in nitrate potassium buffer solution at pH 7.2 and PBS buffer at pH 7.3. The measured impedance spectra were analyzed in terms of electrical equivalent circuits using the analysis program ZView software (Scribner Associate Inc, Southern Pines, USA). Cyclic voltammetry measurements were performed with the same equipment. The potential was cycled from -700 and 700 mV (versus the reference electrode) with a scan speed of about 25 mV/s in KNO 3 buffer containing 2 mM of K3Fe(CN)6 and K4Fe(CN)6. All electrochemical measurements were carried in a Faraday cage.

3. RESULTS AND DISCUSSION The cyclic voltammograms of the gold electrode and the electrode covered by the catalase biomembrane and the polymeric membrane are presented in Figure 1. Before membrane deposition, both oxidationand reduction peaks of the K3Fe(CN)6/K4Fe(CN)6 couple were observed. The separation between anodic and cathodic peak potentials (177 mV) suggests a reversible process. After deposition,

ΔRct =Rac – Rab Where Rab is the value of Rct, after the chemical reaction and Rac, the value of Rct obtained for the fully functionalized electrode. It is noteworthy that a detection limit of 10-6 M is obtained with this approach. Figure 4 shows two parts, the first between concentrations 9.9 10-11 M to 7.63.10-5M when we notice a slight variation of ΔRct, the second region from the concentration 7.63 10-5M to 2.07 10-1M where the variation of ΔRct is relatively fast. These variations can be attributed to the penetration of ammonium ions in the membrane PVC-bentonite by ion exchange. Indeed, the clay minerals are likely to capture large amounts of cations present in an aqueous phase implementation from them. This retention phenomenon is called cation exchange. During the exchange reaction, the cations initially present in the interlayer space (compensating cations), which have the property to be exchanged by other cations are replaced by cations in solution, and are released into the aqueous phase [14].

212

A.Zazoua1, C. Dernane1, I. Kazane1, N. Khedimallah1, N. Jaffrezic-Renault2

4. CONCLUSION In this work, a NH4+-sensitive sensor with bentonitecontaining PVC-based membrane and biosensor with 25 catalase for nitrite detection are studied. The excellent cationic exchange, illustrated by diagrams, was realized in 20 the appropriate conditions. This study showed that the sensor presents a good sensitivity with respect to 15 ammonium ion and a detection limit in the order of 10 −6 10 M. It was shown that impedimetric responses depend linearly on ammonium concentration from 7.63 10 -5M to 5 2.07 10-1M, also demonstrating the great potential of these sensors for quantitative detection of ammonium. The 0 catalase biomembrane displays a high affinity and high 0,000 0,005 0,010 0,015 0,020 0,025 0,030 [Nitrite]/M response sensitivity to nitrite without mediator and in presence of oxygen. It was shown that impedimetric Figure 5. Calibration curves describing the variation of chargetransfer responses depend linearly on nitrite concentration from resistance ΔRtc against Nitrite concentration. 4.5 10−5 to 3 10−2 M with a good sensitivity and low detection limit of about 10−11 M. Figure 3 shows the Nyquist spectra of the catalase biomembrane coated on Au electrode at different nitrite REFERENCES concentrations. We observe a decrease of impedance, correlated to Rct diminution, occurred after nitrite [1] M. J. Moorcroft , J. Davis, and R. G. Compton, Talanta 54, 785 addition. The decrease of Rct parameter may be attributed (2001). to the modification of enzyme conformation following [2] Y. Sun and S. Wang, Am. J. Biomed. Sci. 1, 171 (2009). [3] D. Gaujous, La pollution des milieux aquatiques, Lavoisier nitrite binding process, inducing charge redistribution Techniques et Documentation, Paris, 1995. and/or conductance changes in the enzyme membrane. [4] N. Jaffrezic-Renault, A. Senillou, C. Martelet, K. Wan, J.M. Nitrites form a complex with the iron of the heme of the Chovelon, ISFET microsensors for the detection of pollutants in liquid enzymes catalase, thereby reducing catalytic activity of media, Sens. Actuators B 59 (1999) 154–164. [5] H.S. Twu, T.R. Ling, T.C. Chou, M.C. Yang, Ultrasonic irradiation the latter. Rs and CPE values, obtained by fitting effect in the impregnation-reduction process of preparing Pt/Nafion® experimental data with the Randles model (Figure 6), NH4+ sensor, Ultrason. Sonochem. 8 (2001) 41–47. remained quite constant over the whole range of nitrite [6] M. Ikeda, H. Hachiya, S. Ito, Y. Asano, T. Imato, Development of concentration. The absence of variation observed for CPE long-term stable ammonium ion sensor in conjunction with a microbial membrane Biosensors & Bioelectronics 13 (1998) 531–537. parameter may be explained by the small size and mass of [7] L. Yook Heng, S. Alva and M. Ahmad., Ammonium ion sensor nitrite compared to that of catalase biomembrane based on photo-cured and self-plasticising acrylic films for the analysis thickness is therefore not significantly modified by nitrite of sewage, Sens. & Actuators B 98 (2004) 160-165., binding. Benilova et al. and Bouyahia et al. reported [8] V. Anjum and C. S. Pundir, Sensors and Transducers 76, 935 (2007). similar results for glycoalkaloids binding to [9] D. R. Thévenot, K. Toth, R. A. Durst, and G. S. Wilson, Biosens. butylcholinesterase and catalase bending to cyanide [15, Bioelectron. 16, 121 (2001). 16]. To obtain the calibration curve of the Au/catalase [10] A. Zazoua, M. Hnaien, S. Cosnier, N. Jaffrezic-Renault, and R. sensor, we have plotted the variation of Rtc–Rtc0 versus the Kherrat, Mater. Sci. Eng. C 29, 1919 (2009). [11] S. Vitalii, W. Howard, and V. J. David, J. Colloid Interface Sci. nitrite concentration. As seen in Figure 5, the response of 185, 94 (1997). catalase biomembrane shows a large linear range. [12] H. Barhoumi, A. Maaref, M. Rammah, C. Martelet, N. Jaffrezic, Moreover, Rtc–Rtc0 increased linearly with nitrite C. Mousty, S. Vial, and C. Forano, Mater. Sci. Eng. C 26, 328 (2006). concentration from 4.5 10−5 to 3 10−2 M. The detection [13] A. Pivato, A. Raga, Tests for the evaluation of ammonium attenuation in MSW landfill leachate by adsorption into bentonite in a limit is determined to be ∼10−11 M of nitrite. landfill liner, Waste management 26 (2006)123-132. l Rtc - Rtc0l K ohm

30

[14] McBride, Chemical characterization of landfill leachates – 400 parameters and compounds, Waste management 28 (1994)1876-1891. [15]N. Bouyahia, M. L. Hamlaoui, M. Hnaien, F. Lagarde, and N. Jaffrezic-Renault, Bioelectrochemistry 80, 155 (2011). [16] M. Ben Ali, R. Ben Chabanne, F. Vocanson, C. Dridi, N. Jaffrezic, R. Lamartine, Thin Solid Films 20, 368 (2006).

Figure 6. Randles equivalent circuit of the biosensor and the chemical sensor devices

213


Mould powders in continuous casting Hamouda. Assia1, Bouhouche. Salah2 1.

2.

Centre National de Recherche Scientifique et Technique en Soudage et Contrôle, Unité de Recherche Appliqué en Sidérurgie Métallurgie, URASM/CSC; B.P 196, 23000 Annaba, ALGERIE. Centre National de Recherche Scientifique et Technique en Soudage et Contrôle, Unité de Recherche Appliqué en Sidérurgie Métallurgie, URASM/CSC; B.P 196, 23000 Annaba, ALGERIE.

ABSTRACT Continuous casting of steel is a process in which liquid steel is continuously solidified into a strand of metal. The components of the continuous casting steel system are the ladle, tundish and mold. Mould powders are spread on the surface of the bath of the molten metal of the ladle and tundish. The quality of steel produced by continuous casting is strongly dependant on the performance of mould powders. Mould powders govern the steel production in terms of production rate, cleanliness, surface condition, defects and environment of casting operation. These powders are SiO 2 oxides based materials. Diatomaceous earth, or simply diatomite, formerly called Kieselguhr, is a sedimentary rock of biological origin formed by the accumulation at the bottom of the ocean of siliceous skeletons of diatoms, or unicellular algae. Diatomite is a highly porous silica (SiO2) rich material, major applications are thermal insulation. Melting behaviour of mould powders is one of the most important performance parameters for mould powders and is mainly dependant on carbon which is an essential constituent of mould powders. Carbon blacks have lately attracted considerable attention for use in mould powders due to fine size. A study was conducted to see the effect of addition of carbon black and diatomite to natural silica (sand) for a mould powder used in Arcelor Mittal Steel Annaba.

Keywords: continuous casting, mould powders, oxides, diatomite to provide lubrication to the steel strand [3]. They were found to be beneficial since they provided lower heat transfer between the steel and the mould and hence could be operated with much lower levels of superheat. Over the years it was found that the choice of mould powders could have a distinct effect on the casting performance and the surface quality of the cast-product. Mould powders are classified into synthetic or raw mixed powders. It was regarded by many to be a “ kitchen recipe”. However, there has been a determined effort, to gain an understanding of how mould powders affect casting performance. Consequently, the expertise of local raw materials is very interessant, in order to improve sustainable development. Nevertheless, mould powder design still remains random. Silica, with the chemical formula SiO2 and relative molar mass of 60.084, exhibits a complex polymorphism characterized by a large number of reversible and irreversible phase transformations usually associated with important relative volume changes. Industrially, silica products are classified into two main groups: (i) natural silica products, quartzite, silica sand, and diatomite and (ii) specialty silicas including fumed silica, silica gel, microsilica, precipitated silica, fused silica, and vitreous silica. Diatomaceous earth, or simply diatomite, formerly called Kieselguhr, is a sedimentary rock of biological origin formed by the accumulation at the bottom of the ocean of siliceous skeletons of diatoms, or unicellular algae. Diatomite is a highly porous material, major applications are thermal insulation [4].

I. Introduction Continuous casting is the manufacturing process as used for the production of steel. It consists in forming a crust of liquid steel into a water-cooled mould made of copper. During casting, defects can be formed on the surface of the solidified products, such as cracks, defects lubrication of oscillation marks. In some serious cases, there is a breakthrough of steel. The steel industry, becoming more demanding, the mastery of these surface defects became necessary. The origin of these defects is related not only to the parameters of continuous casting, but also to the use of casting powders or mould powders [1]. The use of mould powders is a common practice by steelworkers. In the usual way, it covers the free surface of the molten metal of a powder. This powder has several functions. It prevents oxidation of the metal by isolating it from the air, reduces waste thermal properties, and trap inclusions that float to the surface of the steel. It is composed of oxides such as silica [2]. It is deposited on the surface of the liquid steel to form a layer of a few cm thick. In the vicinity of the interface metal-powder, the powder becomes liquid, allowing it to seep between the mold wall and the skin during solidification of the cast product, and play its role as lubrification. Mould powders were introduced into the continuous casting process about 40 years ago to replace oils used

214

A. Hamouda, S. Bouhouche The work presented here will help to minimize defaults related to the continuous casting powders. In this perspective, it was first necessary to understand the behavior of the mould powders in factory, and then be able to determine the physicochemical characteristics that are likely to account for their performance in the laboratory. The behavior of the powders used to Arcelor Mittal Steel Annaba has been studied. The powders of the continuous casting of steel are used for the tundish and the ladle. The ladle powders are made of sand. The addition of diatomite increases the thermal insulation. The addition of carbon to the powders can help to reduce the consumption rate. There are several kinds of carbon: amorphous graphite, coke and carbon black. We chose carbon black for his availability. In this work, mixtures of sand, diatomite and carbon black were studied.

high consumption rates relatively to other products such as fly ash rice powder. This presents an ideal behavior (low consumption rate) as covering powder because it’s carbon rich (30 %). The consumption rate of the powders is related to the melting rate of the powders. The addition of carbon is necessary to regulate the rate of melting. It also provides thermal insulation of the liquid metal. The melting rate depends on the type of carbon, its concentration and the particle size of carbon. Accordingly, these fine particles have a large surface in contact with the other mineral particles. The carbon particles are formed in aggregates. The size of the aggregates is a feature of the carbon black which influences the quality of powders The powder mixture of the mould powder of our study consists of sand, diatomite and carbon black. Diatomite is a siliceous amorphous structure. Diatomite used in this study is an Algerian diatomite deposit from the Sig-Mascara. Diatomite frustules are mainly divided into categories, centric (discoid) and pennate (elongated to filiform). Fig. 1 shows an electron micrograph of diatomite with magnification in order of 300 and 1000. The plates indicate only centric types of diatom. These latter have a radius of approximately 40 μm. It can be inferred from the scanning micrograph that diatomite has a large void volume. In addition to its highly porous structure. The high porosity of this material was the main reasons for choosing it as refractory powder. XRD pattern of the diatomite powder (Fig. 2) shows in addition to the crystalline Bragg peaks, an overlap of the peak around 20° corresponding to the amorphous silica. The best fit with Rietveld method has been obtained using at least a combination of four cristallines phases, calcite, α-quartz, ankérie and tridimite.

II. Experimental Samples of diatomite were scanned using a Philips XL 30 electron microscope. The characterization of the powders as well as the phase identification have been followed by XRD measurements using a Siemens D500 diffractometer with Cu Kα radiation, allowing us to obtain mineralogic analysis, lattice parameters and phase proportions. The thermal analysis were carried out on a STA 409 PC Lux Mettler Toledo 822 apparatus at a continuous heating rate of 5 °C/min within the temperature range 23-1500 °C. The XRD patterns were analyzed using MAUD program [5] which is based on the Rietveld and Warren– Averbach methods in combination with Fourier analysis [6, 7]. The procedure consists in modeling the diffraction profiles by analytical functions in order to characterize the structure of the powders. During fitting procedure, the background and peak profiles for all phases are evaluated. A specially prepared corundum Al2O3 standard, having no size and strain broadening, was used to estimate the instrumental contribution of broadening correction, peak asymmetry, peak gaussianity and peak broadening parameters. Then all these parameters are incorporated in the MAUD program for an accurate determination of the sample structural parameters. After the refinement of the instrumental parameters, the positions of the peaks are corrected by successive refinements for systematic errors taking into account the zero shift error and the sample displacement error. Next, the background is refined as a three-degree polynomial followed by the refinement of the crystal structure parameters. The accuracy of the results is related to the value of the quality factor of fitting, GoF, which is close to unity.

In order to calculate the amorphous/crystalline fraction of the composites, X-ray data refinement was made using the program MAUD. The modelling of

III. Results This study was undertaken to Arcelor Mittal Steel Annaba. The mould powders are cover powders produced by CODESID [8]. CODESID powders have a

Figure 1. Scan electron micrography of diatomite

215

A. Hamouda, S. Bouhouche The ATG/DSC profile of the diatomite powder show tow steps in the thermal curves of the diatomites, although other minor peaks may also be present.The first main step, produced at temperatures between 25 and 100° ± 10°C, is related with mechanically trapped and/or physiosorbed water, its quantity depending on the particle size and surface area of the samples, as well as on the relative humidity to which they had been exposed prior to their analysis. This peak does not depend on the chemical nature of the sample, but it is related only with morphological and textural parameters [15]. The second step, at around 750° ± 80°C, corresponds to the decomposition of alkaline earth metal carbonates, always present in diatomite, and finally, at 895°C, the crystallization behavior occurs [16]. Between these two steps, two losses are detected. A lower temperature weight loss corresponds to the evolution/decomposition of organic matter, a usual component of diatomite, and the higher one to the loss of constituonal water from clay minerals that can sometimes impurity the material. A mixture of sand and diatomite has been studied in order to define the mixture having optimum physical properties. Diatomite and sand mixtures with 20, 30 and 40% sand were characterized. Density, moisture and loss on ignition are summarized in the following table. Too much sand would lead to a glassy crust above the liquid metal. This crust solidifies and prevents the measurement of the temperature of the liquid metal. The increase of diatomite above 80% leads to decrease in the density of the latter; the density of the diatomite used in this study is about 0.3 g/cm3. This is consistent with literature which states that the density of diatomite varies from 0.19 g/cm3 to 0.275 g/cm [4]. Powders must be dense. The density must be > 0.69 g/cm3. Diatomite has a loss on ignition (LOI) at 1000 ° C ≤ 22% higher while the sand has a low loss on ignition of about ≤ 2.8%. The LOI must be <16%. The mixture of sand and diatomaceous earth with 20% sand is a good compromise with a density of 0,738 g/cm3 and an ignition loss of 12.2%.

the silica glass has been introduced as a part of the general Rietveld refinement [9]. The method approximates the amorphous phase as a nanocrystalline solid where the long-range order is lost. The model is not sufficient to describe exactly the amorphous structure, moreover, from a fitting point of view, it provides nearly the same results as those obtained by reverse Monte Carlo simulation (RMC) [10]. The Rietveld analysis of amorphous phases is based in an improved microcrystallinity model that includes microstrains. The disorder is statistically introduced by microstrain effect, leading to strong line broadening on the diffraction pattern. According to the traditional microcrystallinity model, an amorphous solids consist of small domains with a crystalline structure. This method was first applied to multicomponent flouride glasses [11]. It was also applied to thin films of amorphous SiO2 on Si-wafers in which data evaluation was made using the programs ARITVE [8] and LAXS [12]. It was also shown how this approach could be successfully used to determine the amorphous fraction in ceramic materials containing a glassy phase, and in synthetic mixtures of Al2O3 and SiO2, where it is very important to assess the product quality by the check on the amorphous silica content [13, 14]. The analysis was started assuming the structure of the cristallines and amorphous phases, all the used structures are already in the database of the MAUD program. The obtained quantitative analysis of the sample using the MAUD program are listed in Table 1.

Table 2. Physical properties of sand and diatomite mixtures Proportion of sand (%) Density (g/cm3) Moisture (%) LOI (%)

Figure 2. XRD pattern of the diatomite powder Table 1. Quantitative analysis of diatomite phases phases

structure

Proportion (%)

Amorpho us silica quartz calcite ankérite tridimite

SiO2

57

SiO2 CaCO3 Ca(Fe,Mg)(CO3)2 SiO2

23 9 8 3

40 1.326 0.36 19.9

30 0.926 0.29 12.7

20 0.738 0.26 12.2

Carbon black is another form of carbon just like diamond and graphite. Although has a completely different atomic structure. It is similar to graphite in some respects. It is made from the incomplete combustion of liquid aromatic hydrocarbons. As the liquid aromatic hydrocarbon decomposes in a furnace it forms carbon radicals and fragments which recombine 216

A. Hamouda, S. Bouhouche into essentially spherical particles. Depending on the process parameters, the carbon black particle size can vary from 15 to 75 nm. Such fine particle size can give them immense surface area. However, carbon black particles do not exist individually and the particles fuse into primary aggregates, which are the smallest dispersible units. Therefore aggregate size is another important characteristic of carbon black. This carbon black may have small amounts of chemisorbed oxygen on their surface in form of organic compounds such as phenols and carboxylic acids. There is another term associated with carbon black structure grade. Structure grade of a carbon black essentially reflects its extent of aggregation of primary particles. Higher aggregate size means a higher grade. Larger aggregate size leads to more voids into the structure. Higher area grades are more difficult to disperse due to greater number of contacts between aggregates. The mixture of sand and diatomite is mixed with carbon black (4 %). The behavior of this powder is studied in a steelworks (ACO2) of Arcelor Mittal Steel Annaba. A comparative study is done with the powder without carbon black and fly ash rice powder. The ratio of the consumption of fly ash rice and the old powder (without carbon black) is equal to 1/30. The ratio of the consumption of fly ash rice and the new powder is equal to 1/10. The obtained powder with (sand, diatomite and carbon black) presents a non uniform spreading. In order to increase the good covering and spreading of the powders, the hematite Fe2O3 is added to the primary powder. This oxide is obtained by recycling a co produce of the lamination of steel industry called calamine which is rich in Fe2O3 [17].

References [1] [2]

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[9]

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[14]

[15]

IV. Conclusion [16]

The diatomite is a highly porous material. It’s made of amorphous silica (57 %) which is safer than crystalline silica. mixture of sand and silica leads to an optimal mold powder with a density of 0.738 g/cm3. The main control of insulation is the density. The diatomite provides thermal insulation to prevent bridging and steel floaters. The addition of carbon black conducts to a caging effect of mould powder particles, which affects the melting rate and the then consumption rate of mould powder. The addition of calamine increases the good spreading and covering of the powder.

[17]

Acknowledgment This work is an innovation project supported by the ATRST (ex-ANDRU).

217

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Préparation et propriétés de polymères superabsorbants nanocomposites chitosane-g-poly(acrylamide)/argile H. Ferfera-Harrar1, N. Aiouaz1, N. Dairi1 1.

Laboratoire des Matériaux Polymères, Faculté de Chimie, Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, USTHB, Alger, Algérie.

RÉSUMÉ Une série de polymères superabsorbants nanocomposites à base de chitosane-g-poly(acrylamide) a été préparée selon la voie in situ par greffage et copolymérisation radicalaire de l’acrylamide réticulé (AAm) sur les chaînes du chitosane (Cs) en présence de la montmorillonite sodique (MMT-Na) à différent taux (2, 5, 10 et 15 % en masse). La synthèse des composites [Cs-g-PAAm20/MMT-Na] a été réalisée en milieu aqueux utilisant le persulfate de potassium (KPS) et le N,N'-methylenebisacrylamide (NMBA) comme initiateur et agent réticulant, respectivement. L’analyse par Spectroscopie Infrarouge à Transformée de Fourier type ATR (FTIR-ATR) a mis en évidence le succès de la formation du réseau greffé et l’incorporation de l’argile. Leur structure poreuse a été observée par Microscopie Electronique à Balayage (MEB). La Diffraction des Rayons X (DRX) a permis de conclure qu’après incorporation de l’argile au sein de la matrice Csg-PAAm20, les chaînes polymères s’intercalent entre les feuillets de la MMT-Na et provoquent une augmentation de la distance interfoliaire jusqu'à une tendance vers une exfoliation complète des feuillets d’argile. L'effet du taux de la MMT sur la capacité de gonflement de ces superabsorbants a été etudié dans l’eau bidistillée. Le taux de gonflement à l’équilibre augmente jusqu'à une valeur optimale d’argile égale à 5 % puis diminue au delà de cette valeur. L’hydrolyse partielle en milieu alcalin de ces réseaux nanocomposites a été confirmée par FTIR-ATR. Après hydrolyse, dont le degré est de l’ordre de 60 %, il a été observé que leur capacité d’absorption suit la même tendance de gonflement que celle de leurs analogues non hydrolysés mais avec des taux nettement plus élevés. L’analyse par thermogravimétrie (ATG) a révélé une légère amélioration de la stabilité après l’ajout de la MMT comparée à celle du réseau vierge Cs-g-PAAm20. Des tests antibactériens ont a mis en exergue une activité antibactérienne intéressante de ces réseaux greffés composites, dû au pouvoir antibactérien du chitosane.

Mots-clés: Polymère superabsorbant, chitosan, polyacrylamide, montmorillonite. Ces dernières années, des études ont porté sur les polymères superabsorbants obtenus par greffage et copolymérisation radicalaire de monomères vinyliques réticulés sur les chaînes des polysaccharides tels que l'amidon et le chitosane. [5, 6] En effet, le chitosane (Cs), possède les fonctions -NH2 et -OH qui sont adéquats pour le greffage et la copolymérisation de monomères hydrophiles, ce qui en fait un moyen efficace pour acquérir de nouvelles propriétés de ses superabsorbants notamment antibactériennes et antifongiques. [7, 8] Toutefois, ces hydrogels ont une fragilité mécanique due à leurs propriétés d’absorption. Pour palier à cet inconvénient, des stratégies ont été adoptées telles que l’élaboration polymères superabsorbants semiinterpénétrés [9] ou nanocomposites à nanocharge argileuse. [10,11] Dans ce contexte, nous avons synthétisé des superabsorbants nanocomposites greffés à base d’acrylamide et de chitosane en utilisant comme nanocharge la montmorillonite sodique. Cette étude a pour objectif de préparer des matériaux superabsorbants à biodégradabilité améliorée et dotés de fonctions bioactives comme l'activité antibactérienne. L’effet du taux d’argile sur les propriétés (capacité de gonflement, stabilité thermique..) de ces hydrogels nanocomposites.

I. Introduction Les polymères superabsorbants ou hydrogels sont des réseaux de chaînes polymères réticulées entre-elles via des interactions physiques et/ou chimiques. Ils ont la capacité de d’absorber une très grande quantité d’eau ou des solutions aqueuses par rapport à leur masse, ce qui en fait d’excellents absorbants. [1,2] Leurs applications s’étend à diverses domaines: alimentaire, hygiène (couches jetables, produits d’hygiène féminine), biomédical, agriculture et horticulture, systèmes de libération contrôlée de médicaments, d'autres champs spéciaux. [3,4] Toutefois, la plupart de ces superabsorbants sont à base de polymères synthétiques, comme l'acide acrylique et l'acrylamide, pourvu de très faible biodégradabilité. Un intérêt croissant est porté à la biodégradation des matériaux en réponse à des préoccupations écologiques. Il est donc nécessaire de développer des hydrogels à base de polymères naturels qui sont respectueux de l'environnement. Parmi ceux-ci, les polysaccharides offrent de nombreux avantages car ils sont non-toxiques et biodégradables.

218

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi L’étude de la capacité d’absorption a été réalisée à 25 °C ± 5 °C dans l’eau bidistillée. Chaque morceau de gel est régulièrement retiré du flacon, essuyé, pesé puis remis dans l’eau. Les tests antibactériens ont été effectués sur deux bactéries Staphyloccocus aureus (Gram+) et Escherichia coli (Gram-).

Les techniques d’analyse utilisées sont : FTIR-ATR, SEM, DRX et ATG.

II. Expérimentale I.1.Matériels Acrylamide (AAm) (Fluka) en poudre a été utilisé sans purification préalable. Chitosane (Cs) (SigmaAldrich), degré de déacétylation (DD) de 75-85 % et de masse moyenne de viscosité 200-800 cps. Montmorillonite sodique (MMT-Na), de CEC égale à 86,16 meq/100g extraite de la bentonite de Maghnia, fournie par l’ENOF Algérie. Persulfate de potassium, N,N-méthylène-bisacrylamide sont de haute pureté.

III. Résultats et discussion III.1. Caractérisation par FTIR-ATR Fig.1 regroupe les spectres FTIR-ATR du Cs pur, du PAAm réticulé et du réseau greffé Cs-g-PAAm20. Le spectre du PAAm montre une large bande centrée autour de 3333 cm-1 et une autre à 3186 cm-1 relatives aux vibrations vN-H asymétriques et symétriques, respectivement. Les bandes de l’amide CONH2 observées à 1645, 1600 et 1414 cm-1 sont attribuées aux vibrations vC=O (amide I), δN-H (amide II) et vC-N (amide III), respectivement. [12,13] L’examen des spectres des hydrogels Cs-g-PAAm ne permet de mettre en évidence qu’une seule bande additionnelle caractéristique du Cs. Celle-ci apparaît dans une région non perturbée par les bandes du PAAm, à 1080 cm-1, assignée aux vibrations vC-O-C du cycle glucopyranose, ce qui confirme le greffage du PAAm sur les chaînes du Cs. Les autres bandes propres au Cs ne peuvent être observées du fait qu’elles se recouvrent avec celles du PAAm.

I.2.Méthodes Cette série de synthèse a été réalisée à différents taux en MMT-Na. Les compositions massiques (%) des réactifs ont été calculées par rapport à la masse d’AAm 5g (7.10-2 mole). Les quantités du Cs, PSK et du NMBAA ont été fixées à 20, 2 et 1%, respectivement. Une quantité de Cs est mise dans le ballon contenant un volume d’une solution d’acide acétique 1% (v/v) et est maintenue sous courant d’azote et agitation à l’ambiante jusqu'à dissolution totale. Aussitôt, une quantité de PSK est ajoutée à cette solution. Celle-ci est barbotée pendant 30 mn à la température ambiante, puis introduite dans le bain thermostaté à 60 °C. La formation des radicaux sur les chaînes du Cs est déclenchée. D’autre part, une quantité d’argile est mise à gonfler dans l’eau bidistillée durant 24 h, sous agitation mécanique puis traitée aux ultrasons. Après ajout de l’AAm et le NMBAA à cette suspension, le mélange est laissé sous agitation pendant 2 h, puis placé dans l’ampoule sous courant d’azote. Cette solution est additionnée rapidement au ballon réactionnel initialement placé dans le bain sous barbotage et agitation. La gélification du mélange est observée après 10 mn et est poursuivie durant 3 h. Le pH est ensuite ajusté à 8 par ajout de NaOH. Les morceaux de gel gonflé sont précipités par d’hydratation dans 500 ml de méthanol pendant 24 h, puis replongés de nouveau dans du méthanol pur pendant 48 h. Enfin, ils sont filtrés et séchés dans l’étuve à 70 °C.

-1

1080 cm Amide I

%(C-O-C)

Amide II Amide III

Absorbance

Structure du chitosane

Chitosane

Cs-g-PAAm20 PAAm 4000

3500

3000

2500

2000

1500

1000

-1

Nombre du d'ondes ) Fig. 1. Spectres FTIR-ATR PAAm(cm réticulé, du Cs pur et du réseau Cs-g-PAAm.

Des travaux antérieurs [14,15] ont proposé le mécanisme de greffage par copolymérisation de monomères vinyliques sur les polysaccarides. Le persulfate se décompose thermiquement et génère des radicaux-anions de sulfate. Ces derniers arrachent l’hydrogène des groupements O-H portés par la charpente du Cs. Ce système redox persulfatesaccharide donne naissance à des centres actifs susceptibles, d’initier la polymérisation radicalaire de l’acrylamide en conduisant à un copolymère greffé. Celui-ci réticule simultanément sous l’action du NMBA.

I.3.Caractérisation Les spectres des échantillons en grains, ont été enregistrés sur un spectrophotomètre FTIR-ATR de marque Bio-Rad 162. Les surfaces cryofractures des nano-hybrides ont été analysées à l’aide d’un microscope électronique à balayage de marque JSM-6360LV-EDAX. L’analyse DRX a été menée sur un appareil de type BRUKER D8 ADVANCE (raie Kα du cuivre, λ = 1.5406 Å à 0,08°/s). L’étude de la stabilité thermique des biomatériaux par ATG a été réalisée sur un appareil TA instrument TGA Q500 à une vitesse de 10 °C/mn et sous courant d’azote. 219

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi -1 Cs-g-PAAm20/MMT10 (NHy) 1548 cm %C=O (Asym) Cs-g-PAAm20/MMT10 (Hy)

La Fig. 2 montre les spectres FTIR-ATR normalisés de la MMT-Na et des composites Cs-g-PAAm20/MMTNa. Le spectre de la MMT-Na exhibe notamment la bande située à 3620 cm-1, relative aux vibrations νO-H de la couche octaédrique, celle à 3432 cm-1 est attribuée aux vibrations νO-H associés par des liens hydrogène. L’intense bande à 1036 cm-1 est due aux vibrations ν Si-O-1 sont propres Si et celles situées à 527 et 456 cm respectivement aux δSi-O-Al et δSi-O-Si.

-1 1400 cm

Absorbance

%C=O (sym)

(b)

0 % MMT 5 % MMT 10 % MMT 15 % MMT

4000

-1 1016 cm

3500

3000

2500

2000

1500

Nombre d'ondes (cm-1)

1000

Fig. 3. Spectres FTIR-ATR des superabsorbants composites Cs-gPAAm20/MMT10 avant et après l’hydrolyse partielle.

4000

3500

3000

2500

2000

1500

Au cours de cette hydrolyse alcalin, illustré par le schéma de la Fig. 4, les groupements CONH2 du PAAm sont convertis partiellement en ions COO- avec libération de l'ammoniac, conduisant ainsi à un hydrogel à caractère ampholytique, qui possède les groupements NH2, COO- et COONH2. [14-16] Le degré d'hydrolyse moyen évalué à partir des différents spectres est et d’environ 59,7 %.

1000

-1

Absorbance

MMT-Na

1036 cm-1 %Si-O

3620 cm-1 %O-H de la couche octaédrique

4000

530 cm-1 2Si-O-Al 467 cm-1 2Si-O-Si

Nombre d'ondes (cm ) (a)

3432 cm-1 %Si-O associés par des liens hydrogène

3500

3000

2500

2000

1500

1000

500

-1

Nombre d'ondes (cm )

Fig. 2. Spectres FTIR-ATR de la MMT-Na (a) et superabsorbants composites (b).

La présence de la MMT-Na au sein de la matrice Csg-PAAm20, Fig.2b, est confirmée par la bande centrée à 1016 cm-1 attribuée aux vibrations νSi-O-Si. Cette bande se recouvre avec celle de la matrice à 1080 cm-1 et s’intensifie au fur et à mesure que le taux d’argile augmente. De plus, cette bande subit un déplacement vers les nombres d’onde les plus faibles, d’environ 20 cm-1, comparé au spectre de la MMT.

Fig. 4. Hydrolyse en milieu alcalin des groupements amides du polyacrylamide.

III.2. Etude morphologique par DRX et MEB La Fig.5 regroupe les thermogrammes DRX de la MMT-Na, du Cs-g-PAAm20 et de ses superabsorbants composites. Le spectre de la MMT-Na montre un pic de diffraction localisé à 2θ = 6,76° qui correspond à une distance interfoliaire d001 = 1,30 nm.

Ce résultat peut être attribué à des interactions spécifiques de type liaison hydrogène entre les liaisons Si-O de l’argile et les groupements des constituants de la matrice.

Taux en MMT-Na (% )

6,76° ( d001= 1,30 nm)

10 % 15 % 100%

Intensité (u.a)

La Fig. 3 illustre la comparaison entre les spectres FTIR-ATR des superabsorbants avant (Hy) et après (NHy) l’hydrolyse du composite Cs-gPAAm20/MMT10. Il apparaît clairement un pic intense à 1547 cm-1 caractéristique de la vibration νC=O asymétrique des carboxylates COO-. Cette attribution est confirmée par une autre bande moins intense à 1400 cm-1 du à la vibration νC=O symétrique des ions COO-. [15]

0% 2% 5%

3

6

9

2-7;

12

15

18

Fig. 5. Diffractogrammes DRX de la MMT-Na, Du Cs-g-PAAm20 et

220

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi de ses superabsorbants nanocomposites.

favorisée par des interactions spécifiques entre la matrice et l’argile, en accord avec les résultats relevés par les analyses FTIR et DRX.

L’analyse DRX des nano-hybrides ne montre pas clairement un déplacement du pic de diffraction caractéristique de la MMT, ce qui laisse suggérer une structure majoritairement exfoliée. Avec l’ajout de l’argile, les chaînes de la matrice en croissance s’intercalent entre les feuillets de l’argile et augmentent la distance interfoliaire jusqu'à une tendance vers une exfoliation des feuillets de la MMT.

III.3. Etude des propriétés de gonflement La Fig.7 montre l’effet de la MMT-Na sur le taux de gonflement à l’équilibre avant et après hydrolyse des superabsorbants nanocomposites Cs-gPAAm20/MMT-Na. Il est évident que la quantité de MMT-Na est un autre facteur important influençant leur capacité d’absorption d'eau. Cette figure montre qu’il existe une quantité en argile optimale qui est de 5 % pour laquelle ces réseaux nanocomposites absorbent le plus d’eau. Des constations similaires ont été largement reporté dans la littérature [16-20].

La Fig.6 montre, à titre illustratif, les micrographies en MEB du Cs-g-PAAm20 et de ses nanocomposites à des taux de 10 et 15 % en MMT-Na, à des grossissements x500 et x2000. Il apparait évident que la morphologie de la surface des nanocomposites est dissemblable à celle de la matrice Cs-g-PAAm20. Celle-ci montre une surface lisse et serrée (étanche). L’incorporation de l’argile au sein de cette matrice génère de nombreux plis. Les surfaces des composites semblent être plus extensibles et poreuses comparées à celle du Cs-g-PAAm20, et ce quelque soit le taux d’argile utilisée. Par conséquent, ce changement dans la morphologie de la surface induit par l’ajout de la MMT-Na peut favoriser une plus grande pénétration d'eau et par conséquent améliorer la capacité de gonflement. Des résultats similaires ont été également rapportés dans d’autres études portant sur les superabsorbants composites élaborés en présence de divers argiles. [1719]

Série Cs-g-PAAm20/MMT-NaX

NHy

Hy

578,75

600

502,03

500

TG eq (g/g)

400

449,20

440,09

323,55

300

200 100 15,25

26,57

36,11

31,58

19,00

0 0

2 5 10 15 Rapport massique en MMT-Na (%)

Fig. 7. Taux de gonflement à l’équilibre avant et après hydrolyse des superabsorbants nanocomposites

Cette augmentation de la capacité d'absorption peut être interpréter par le fait que l’argile pourrait réagir avec le monomère lors du processus de polymérisation et participer à la formation du nanocomposite. [20-22] Ce mécanisme repose sur des interactions entre les chaînes du PAAm en croissance et les liaisons Si-OH des feuillets de MMT-Na. Ces dernières engendrent de nouveaux points de réticulation, ce qui améliore les performances du réseau. De plus, l’argile a des cations Na+ qui se dispersent facilement dans le réseau et augmentent son caractère hydrophile. Par ailleurs, la diminution observée du taux de gonflement au-delà de 5 % en MMT-Na peut être est du au fait qu’avec l’augmentation du taux d’argile plus de points de réticulation sont générés dans le réseau. Cette augmentation de la densité de réticulation réduit l'élasticité du gel composite. De plus, quantité en groupements hydrophiles libres portés par le PAAm diminue vue qu’ils deviennent de plus en plus impliqués dans des interactions avec l’argile. Les chaînes polymères ainsi se contractent, de manière plus marquée à un taux d’argile élevé, et le réseau nanocomposite devient moins absorbant. A partir la Fig. 7, nous constatons également une évolution similaire du taux de gonflement à l’équilibre après hydrolyse.

Fig. 6. Micrographies MEB, aux grossissements x500 et x2000, de l’hydrogel Cs-g-PAAm20 (a,b) et de ses nanocomposites Cs-g-PAAm20/MMT-Na à 10 % (c,d) et 15 % (e,f) en MMT-Na.

De plus, ces surfaces possèdent des surfaces homogènes et aucune agrégation perceptible ne peut être observée, bien que le taux d’argile ajouté atteigne 15 % en masse. Ces observations indique que la MMT est bien dispersée au sein la matrice, ce qui pourrait traduire une fois de plus la présence d’une bonne compatibilité entre les phases organique et inorganique 221

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi

Aussi, une amélioration prononcée de cette grandeur est observée, comme illustré par la Fig.8, atteignant environ 16 fois, dans tous les nanocomposites hydrolysés. Ceci est du au caractère polyélectrolyte du PAAm hydrolysé.

100

PAAm réticulé Chitosane Cs-g-PAAm20

Perte en masse (%)

80

Cs-g-PAAm 20/MMT-Na 5

60

(a)

40

Non hydrolysé sec

Hydrolysé sec

20 100

200

300

400

500

600

Température (°C) 1.2

PAAm réticulé Chitosane Cs-g-PAAm20

0.9

d(ATG) (%/ °C)

Hydrolysé gonflé

Fig. 8. Photos montrant l’hydrogel nanocomposite Cs-g-PAAm20/MMT 5 à l’état sec puis gonflé.

0.6

En effet, l’hydrolyse partielle agit en faveur de la capacité d’absorption due à la présence des ions COOqui induisent des forces de répulsion électrostatique mutuelles entre les chaînes polyélectrolytes. Ces forces viendront s’ajouter aux interactions segments de chaînesolvant, ce qui résulte en une expansion des chaînes largement plus importante comparée à celle dans les réseaux neutres. [14-16]

(b)

0.3

0.0 100

200

300

400

500

600

Température (°C) Fig. 9. Thermogrammes ATG et d(ATG) du Cs, PAAm réticulé et du réseau Cs-g-PAAm20.

Le réseau greffé, présente les mêmes étapes de dégradation que l’hydrogel PAAm simple. Le greffage du PAAm sur la charpente du Cs est confirmé par l’amélioration de la stabilité thermique du Cs-gPAAm20 comparée à celles des deux constituants du réseau. Ceci se justifie par une augmentation de la température de début de dégradation T d(onset) et de dégradation maximale Td(max) par rapport à celles du PAAm, d’environ 30 et 28 ° C, respectivement.

III.4. Etude de la stabilité thermique La Fig. 9 illustre l’évolution de la perte en masse (ATG) et de sa dérivée d(ATG) en fonction de la température du Cs, PAAm réticulé et de la matrice Csg-PAAm20. En plus de la première étape, allant jusqu'à 120 °C, attribuée à la perte de l’eau adsorbée, la dégradation du Cs se déroule en une seule étape principale, caractérisée par une température de décomposition maximale de 298 °C. Elle est initiée par les coupures aléatoires des chaînes et des réactions de désacétylation. Le PAAm réticulé, présente deux étapes de dégradation. Au-delà de la première perte, allant jusqu’a 200 °C qui est due au départ de l’eau adsorbé à la surface et dans les pores du réseau, apparaît la première étape située entre 220 et 300 °C résultant de la perte des groupements latéraux NH2 sous forme de gaz NH3 et de l’agent réticulant. La deuxième étape, entre 300 °C et 475 °C, est liée à la dégradation principale des chaînes du PAAm dont la température de dégradation maximale est de 365 °C.

La Fig.10 montre les thermogrammes ATG et d(ATG) des hydrogels nanocomposites. Une légère amélioration de la stabilité thermique par rapport à celle de la matrice Cs-g-PAAm20 est relevée après l’ajout de la MMT. Les valeurs optimales de Td(onset) et Td(max) dépassent celles de la matrice de 7 et 5 °C, respectivement. Le résidu à la fin de la dégradation principale à 586 °C augmente avec le taux d’argile

222

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi (2) 10, (3) 20, (4) 30, (5) 40, (6) acide acétique.

L’apparition des zones d’inhibition autour de chaque échantillon, sauf pour le disque témoin, indique que les hydrogels greffés présentent une activité inhibitrice de la croissance des bactéries toutefois à des degrés variables. Ce potentiel est lié à la présence du Cs

100

Perte en masse (%)

(a) 80

IV. Conclusions

60

40

20

Des superabsorbants nanocomposites à base de matrice greffé chitosane-g-poly(acrylamide) ont été synthétisés avec succès en présence de la montmorillonite sodique comme nanocharge par polymérisation in situ. L’analyse FTIR-ATR mis en évidence la formation du réseau greffé et la présence de l’argile. L’examen de la morphologie des nanohybrides par DRX et la combinaison de ces résultats avec la SEM a révélé une structure poreuse dans laquelle les feuillets d’argile se dispersent de manière homogène en conduisant à une structure mixte intercalée/exfoliée majoritairement. L'étude de l’effet du taux en MMT sur les propriétés de gonflement dans l’eau a montré que l’ajout de l’argile améliore la capacité d’absorption du réseau Cs-g-PAAm20 en passant par une valeur optimale qui est de 5% en MMT. Cette capacité a subit une élévation considérable suite à une hydrolyse partielle. La thermogravimétrie a confirmé d’une part la réaction du greffage dans le réseau et d’autre part, une légère amélioration de la stabilité thermique comparée à celle de la matrice. Des tests antibactériens menés sur deux germes ont montré que nos superabsorbants greffés sont dotés d’une activité antibactérienne, et par la suite d’un grand potentiel à être utilisés dans la conception des produits hygiéniques.

Série Cs-g-PAAm20/MMT-NaX X: Taux en MMT-Na (%) 0% 5% 15 % 2% 10 %

100

200

300

400

500

600

Température (°C) 0,8

(b)

Série Cs-g-PAAm20/MMT-NaX X: Taux en MMT-Na (%) 0% 5% 15 % 2% 10 %

d(ATG) (%/C)

0,6

Etape2

Etape 1

Perte de l'eau

Perte de NH3

0,4

0,2

0,0 100

200

300

400

500

600

Température (°C)

Fig. 10. Thermogrammes ATG et d(ATG) du réseau greffé Cs-g-PAAm20 et de ses nanocomposites.

III.5. Application microbiologique La fig. 11 montre l’effet des superabsorbants greffés Cs-g-PAAm à différentes composition en chitosane, sur deux bactéries l’Escherichia coli et le Staphyloccocus aureus après un temps d’incubation de 24 h à 37 ºC. La méthode adoptée est la diffusion dans la gélose Müeller Hinton en utilisant des disques stériles du papier absorbant. Les échantillons ont été gonflés dans l’acide acétique (1% v/v), qui a été pris comme référence. Il est connu que la montmorillonite n’a pas de pouvoir antibactérien. [23]

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a

b

Fig. 10. Tests d’activité antibacterienne sur les bactéries (a) Escherichia coli, (b) Staphyloccocus aureus des superabsorbants greffés aux % en Cs: (1)100,

223

H. Ferfera-Harrar, N. AIOUAZ, N. Dairi applicability as a coating on fruit and vegetables, Food Micro. 21(2004) 703-714. [9] S. J. Kim, S. R. Shin, Y. M. Lee, S. I. Kim., Swelling characterizations of chitosan and polyacrylonitrile semiinterpenetrating polymer network hydrogels, J. Appl. Polym. Sci. 7 (2003) 2011-2015. [10] S. Kiatkamjornwong, Superabsorbent Polymers and Superabsorbent Polymer Composites, ScienceAsia 33 (2007) 39-43. [11] K. Kabiri, H. Omidian, M. J. Zohuriaan-Mehr, S. Doroudiani, Superabsorbent Hydrogel Composites and Nanocomposites: A Review, Polym. Composites 32 (2011) 277-289. [12] L. T. Chiem, L. Huynh, J. Ralston, D. A. Beattie, An in situ ATR–FTIR study of polyacrylamide adsorption at the talc surface, J. Colloid Int. Sci.297(2006) 54-61. [13] R. M. Silverstein, G. C. Bassler, T. C. Morril, Spectrometric identification of organic compounds (John Willey Sons Inc, 1991, pp. 581-600). [14] E. S. Dragan, M. M. Perju, M. V. Dinu, Preparation and characterization of IPN composite hydrogels based on polyacrylamide and chitosan and their interaction with ionic dyes, Carbohydrate Polym., 88 (2012) 270-281. [15] A. Pourjavadi, G. R. Mahdavinia, Superabsorbency, pHSensitivity and Swelling Kinetics of Partially Hydrolyzed Chitosan-g-poly(Acrylamide) Hydrogels, Turk J. Chem. 30 (2006) 595- 608. [16] Q. Zhao, J. Sun, Y. Lin, Q. Zhou, Study of the properties of hydrolyzed polyacrylamide hydrogels with various pore structures and rapid pH-sensitivities, React. Funct. Polym. 70 (2010) 602-609. [17] J. Zhang, L. Wang, A. Wang, Preparation and Properties of Chitosan-g-poly(acrylicacid) / Montmorillonite Superabsorbent Nanocomposite via in Situ Intercalative Polymerization, Ind. Eng. Chem. Res. 46 (2007) 2497-2502. [18] J. Zhang, Q. Wang, A. Wang, Synthesis and characterization of chitosan-g-poly(acrylicacid)/ attapulgite superabsorbent composites, Carbohydrate Polym. 68 (2007) 367-374. [19] Y. T. Xie, A. Q. Wang,, Preparation and Swelling Behaviour of Chitosan-g-poly(acrylic acid)/Muscovite Superabsorbent Composites, Iran. Polym. J. 19 (2010) 131-141. [20] Y. Bao, J. Ma, N. Li, Synthesis and swelling behaviors of sodium carboxymethylcellulose-g-poly(AA-co-AM-coAMPS)/MMT superabsorbent hydrogel, Carbohydrate Polym. 84 (2011) 76–82. [21] X. Su, G. Zhang, K. Xu, J. Wang, C. Song, P. Wang, The Effect of MMT/Modified MMT on the Structure and Performance of the Superabsorbent Composite, Polym. Bull. 60 (2008) 69-78. [22] J. P Zhang, A. Q. Wang, Study on Superabsorbent Composites. IX: Synthesis, characterization and swelling behaviors of polyacrylamide/clay composites based on various clays, React. Funct. Polym. 67 (2007) 737-745. [23] N. Meng, N.L. Zhou, S.Q Zhang, J. Shen, Controlled release and antibacterial activity chlorhexidine acetate (CA) intercalated in montmorillonite, Int. J. Pharm. 382 (2009) 45-49.

224


Influence des traitements thermiques sur la résistance à l’usure et aux chocs d’une fonte fortement alliée au chrome utilisée dans la fabrication des boulets de broyage A. Sadeddine1, M.A. Bradai1, M. Kerkar1, A. Benabbas2 1.

2.

Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés (LTMGP). Faculté de Technologie, Route de Targua Ouzemour. Université de Béjaïa, 06000 Béjaïa, Algérie. Laboratoire d’interaction matériaux et environnement. Université de Jijel (18000) Algérie.

RESUME Les boulets de broyage utilisés dans l'industrie minière pour la transformation de la roche en fine sont soumis à des conditions très sévères et complexes. L'usure abrasive et les chocs répétés sont les causes essentielles de leurs dégradations. Pour répondre aux exigences mécaniques et technologiques, ces boulets sont fabriqués en fonte fortement alliée au chrome (10 à 13% de chrome). En effet, le secteur du ciment utilise des boulets de broyage fabriqués par la fonderie de Tiaret. Durant leur utilisation, ces boulets ont montré des performances inférieures; notamment, ils présentent un taux élevé de casse lié à une mauvaise résistance aux chocs et à l’usure. Dans l’objectif d’identifier les causes de ce problème et d’optimiser le traitement thermique adéquat pour réduire la fragilité de ces boulets en vue de parvenir à une amélioration des propriétés mécaniques, on se propose d’effectuer une série de traitements thermiques d’austénitisation à la température de 1050°C avec un temps de maintien de 5 heures, refroidis à l’eau et suivis de revenus à différentes températures de 500°C, 525°C, 550°C et 575°C pendant un temps de maintien de 5 heures. Pour ce faire, une fonte fortement alliée au chrome à l’état brut de coulé fournie par la fonderie de Tiaret, utilisée dans la fabrication des boulets de broyage, a été étudiée en effectuant une caractérisation structurale, microstructurale obtenue par MEB, microanalyse EDAX, DRX et mécanique basée sur les tests d’usure et de résilience. Les résultats obtenus ont montré la présence des carbures de type M7C3 pour tous les traitements thermiques réalisés. Le traitement d’austénitisation à 1050°C offre des duretés élevées de l’ordre de 966 HV et les spectres de diffraction ont révélé que les intensités des pics correspondant à l’austénite résiduelle sont nettement inférieures à ceux de la martensite. En outre, le spectre révèle la présence d’un autre carbure de type M2C. La diminution de la dureté après revenu pour l’ensemble des échantillons traités pourrait s’expliquer par la précipitation de carbures de type M2C qui entraîne un appauvrissement en carbone de la solution solide tout en relaxant les contraintes résiduelles. Par ailleurs, ces carbures M2C renforcent la dureté superficielle tout en maintenant le cœur de la pièce malléable ce qui favorise ainsi la résistance aux chocs. L’échantillon, ayant subi un revenu à 525°C pendant 5 heures, présente une meilleure résistance à l’usure et aux chocs.

Mots-clé: Fontes, Boulets de Broyage, Microstructure, Carbures, Usure, Résilience matérialisée : transporter, résister, supporter, transformer, etc. En Algérie, la production du ciment est assurée par plusieurs cimenteries réparties sur le territoire national. A titre d’exemple, la fonderie de Tiaret avait comme objectif la fabrication des boulets de broyage de différents diamètres ainsi que d’autres pièces de fonderie. Il s’avère que le boulet de diamètre « 50 » présente des performances insuffisantes pour résister aux différentes sollicitations mécaniques auxquelles ils sont soumis. Les broyeurs à boulets utilisés dans l’industrie cimentière permettent de fragmenter des particules en suspension en agitant un domaine broyant [1-6]. Ils sont utilisés pour transformer la roche en fines dont le calibre est inférieur au millimètre (dimensions moyennes sont de 15 microns). Les multiples impacts peuvent endommager les boulets et diminuer l’efficacité de broyage. Les contraintes qu’ils subissent sont d’origines diverses : casse dû à son contact avec la

I. Introduction L’industrie mécanique est au centre du développement de toutes les activités industrielles. C’est un domaine traditionnel et vaste que l’on peut aborder sous plusieurs aspects : scientifique, technologique ou par secteur d’activité. Les industries mécaniques constituent un fournisseur essentiel pour d’autres secteurs industriels, qui comptent sur son aptitude à innover et à créer, afin de proposer les meilleurs produits, équipements ou prestations à leurs clients. A ce jour, les évolutions du secteur sont au confluent de multiples technologies et le mécanicien concepteur ainsi que le métallurgiste sont très souvent amené à les intégrer dans leur développement et à en assurer les interfaces. D’une manière générale, le métallurgiste intervient, au titre de la discipline technologique, dans les processus de conception, de réalisation, à chaque fois que l’utilisateur final a besoin de réaliser une fonction 225

A. Sadeddine, M.A. Bradai, M. Kerkar, A. Benabbas 25°C avec un même temps de maintien qui est de 5 heures.

paroi du broyeur, les boulets entre eux, écaillage engendré par l’usure et chocs [5-10]]. La durée de vie peut être limitée par l'aptitude du boulet de broyage à supporter, sans rupture, les chocs mécaniques répétés. Elle dépend aussi de sa capacité à résister à l'action des produits abrasifs avec un minimum de perte de métal. Pour répondre aux exigences mécaniques et technologiques, ces boulets sont fabriqués en fonte fortement alliée au chrome (10 à 13% de chrome). Les fontes au chrome sont considérées comme matériaux durs utilisées souvent pour les composants qui travaillent dans la transformation des agrégats et matières premières dans l’industrie minière [7-12]. La première fonte hautement alliée au chrome a été brevetée par Becket en 1917. Ces fontes sont classées dans la norme ISO 21988 [13-17. De tels composants concernent les broyeurs de minerais, les concasseurs, les plaques de blindage des parois des broyeurs. L’utilisation de ces fontes, à haute teneur en chrome, est un moyen efficace pour travailler dans des milieux agressifs où la résistance à l’usure est nécessaire. Pour ce faire, les boulets, après leurs mises en forme, subissent un traitement thermique afin d’améliorer leurs propriétés mécaniques. Dans ces conditions, parmi les nombreux paramètres et critères devant être retenus durant le traitement thermique sont la température d’austénitisation et le temps de maintien suivi de revenus [13-22]. Pour ce faire, une fonte fortement alliée au chrome à l’état brut de coulé fournie par la fonderie de Tiaret, utilisée dans la fabrication des boulets de broyage, a été étudiée en effectuant une caractérisation structurale, microstructurale obtenue par MEB, microanalyse EDAX, DRX et mécanique basée sur les tests d’usure et de résilience.

II.2. Techniques de caractérisation Les observations microstructurales des échantillons été réalisé au MEB (de marque FEI Quanta 200 du constructeur PHILIPS). Nos échantillons ont été coupés selon des dimensions recommandées. La microanalyse avec énergie dispersive (EDAX) est également effectuée sur l’ensemble des échantillons réalisés pour déterminer les compositions chimiques des différentes phases constituant ces échantillons. L’analyse de la diffraction des rayons X effectuée dans ce travail, a été réalisée en utilisant le diffractomètre D8 Advance de Bruckers AXS. Il est couplé à un ordinateur réalisant l’automatisation des balayages angulaires et des enregistrements. Les diffractogrammes rapportés dans ce travail ont été enregistrés en utilisant une anticathode en Cuivre, à partir d’une coupe latérale polie des différents échantillons élaborées. Le faisceau de RX passant à travers un collimateur de 0.8mm de diamètre peut être appliqué à la zone voulue. L’identification des phases cristallines présentes est faite par comparaison des raies observées avec celles des phases appropriées contenues dans la base de données PDF2 (Powder Diffraction File). Les essais de duretés HRC et Vickers sont effectués sur des surfaces polies des échantillons avec un pénétrateur Vickers en appliquant une charge de 30Kg. L’appareillage utilisé est un duromètre Wolper type DIA-TESTOR 2RC. La valeur de la dureté est la moyenne de 10 mesures. La résistance à l'usure est appréciée, dans notre cas, par la perte de masse des boulets traités thermiquement après avoir passés un temps déterminé à l'intérieur d'un tambour de diamètre 98 cm et de 148 cm de hauteur. Ce tambour est remplit par des boulets à 30% de sa capacité et animé d’un mouvement de rotation à une vitesse de 28tr/mn (Fig.1). Notons que toutes les 15 minutes, on mesure leur masse par pesée à l'aide d'une balance électronique d’une précision de 0.1g. L'usure est appréciée par la perte de masse après 15, 30, 45, 60, ..., et 120 minutes. L'essai de résilience est destiné à mesurer l'énergie nécessaire pour rompre en une seule fois une éprouvette préalablement entaillée. On utilise un mouton-pendule munit à son extrémité d'un couteau qui permet de développer une énergie donnée au moment du choc. L’appareillage utilisé est un mouton pendule (Fig.2). La machine est équipée d'un dispositif de serrage, de centrage des éprouvettes et d’un cadrant sur lequel on peut lire l’énergie en joule après la rupture de l'éprouvette. Les éprouvettes utilisées ont une dimension de 10x10x55 mm3 avec entaille en V à 45°. L’énergie absorbée par l’éprouvette est calculée par la formule suivante W=P (h0-h1) (P en N). La résistance KCV est égale à W/S [J/cm²].

II. Les procédures expérimentales II.1. Les matériaux utilisés

La composition chimique de la fonte hautement alliée au chrome utilisé dans ce travail est indiquée dans le tableau 1. TABLEAU 1 COMPOSITION CHIMIQUE DE LA FONTE ALLIEE AU CHROME (%PDS). %

C

Fonte

2,9

blanche

à

Alliée au 3,1 Cr

Cr

Ni

Mo

9

3

0,2

à

à

à

11

3,2

0,4

Si

Mn

0,69 0,37 à

à

0,89 0,38

S

Cu

P

0,03

0,15

0,06

à

à

à

0,05

0,20

0,11

De petits échantillons (55x10x10 mm3) d’une fonte brute de coulée ont été utilisés. Ces échantillons ont subi un traitement thermique de trempe à une température d’austénitisation de 1050°C et des traitements thermiques de revenu à différentes températures allant de 500°C à 575°C avec un pas de 226

A. Sadeddine, M.A. Bradai, M. Kerkar, A. Benabbas A travers la micrographie MEB obtenue, on constate que le traitement thermique appliqué entraîne une dispersion particulièrement fine de carbures de chrome qui se produit dans la matrice martensitique. L’identification des phases se fera par diffraction X. III.2. Diffraction X des échantillons traités à 1050°C maintenu pendant 5 heures L’apparition du pic du carbure M2C dû à la précipitation du carbure M7C3, la présence des phases martensitique et austénitique sont constatés dans la figure

Fig.1. Dispositif expérimental pour la mesure de l'usure des boulets.

Fig.4. Spectre de diffraction X de l’échantillon traité à 1050°C pendant 5 heures

Fig.1. Mouton pendule pour la mesure de la résilience des boulets.

Par ailleurs, une exploration de la microstructure obtenue par MEB (Fig.5) de l’échantillon traité à 1050°C pendant 5 heures a mis en évidence la présence de ce carbure sous forme de petits grains.

III. Résultats et Discussions III.1. Microstructure du boulet traité à 1050°C maintenu pendant 5 heures. Le procédé consiste à maintenir l’échantillon chauffé à cette température (1050°C) pendant 5 heures, après quoi l’échantillon est refroidi à l’eau. La micrographie MEB obtenue du boulet traité à 1050°C maintenu pendant 5 heures est illustrée par la figure 3

(Cr, Fe)7C3 (Cr, Fe)2C

carbures

martensite

Fig.5. Micrographie MEB de l’échantillon traité à 1050° C pendant 05 heures

La micrographie de la figure 5 illustre la présence de carbures de forme et de dimension différente observée dans la matrice. Le temps de maintien a montré un effet affinant que ce soit sur la morphologie ainsi que les dimensions des carbures secondaires. Cette forme est très bénéfique quant aux propriétés de la matrice

Fig.3. Micrographie au MEB du boulet traité à 1050°C maintenu pendant 5 h

227

A. Sadeddine, M.A. Bradai, M. Kerkar, A. Benabbas Dans le but d’obtenir les propriétés mécaniques souhaitées et de réduire les contraintes induites lors de la trempe en l’occurrence une meilleure résistance aux chocs, nous procédons aux traitements de revenu à des températures variant entre 500° C et 575° C avec un pas de 25°C. III.3. Influence du traitement thermique de revenu sur la microstructure. Des microstructures des échantillons traités sont obtenues à l’issue de quatre traitements de revenu et sont représentées dans la figure 6. On remarque deux phases distinctes (une phase grise sombre et une autre grise claire).

Fig.6. Micrographies au MEB des échantillons trempés à 1050°C maintenu s pendant 5 h a)revenu à 500º C pendant 5 h, b) revenu à 525º C pendant 5 h, c) revenu à 550º C pendant 5 h, d) revenu à 575º C pendant 5 h

III.4 Diffraction X des échantillons traités à 1050º C pendant 5 h et ayant subi des revenus à différentes température Les spectres de diffraction des échantillons ayant subi une trempe et un revenu à 500º C, 525°C, 550°C et

575°C sont illustrés dans la figure 7 (a)

(b)

228

A. Sadeddine, M.A. Bradai, M. Kerkar, A. Benabbas

TABLEAU 2 DURETE DES ECHANTILLONS TRAITES A 1050 º C PENDANT 5 HEURES ET AYANT SYBI DES REVENUS A 500 º C, 525 º C ,550 º C et 575 º C PENDANT 5 HEURES. Traitement Dureté HV Dureté HRC thermique de (Valeur (Valeur Revenu moyenne) moyenne)

(c)

(d)

Austénitisation à 1050°C/ 5h

998

64 ,25

Revenu 500°C/5h

618

58

Revenu 525°C/ 5h

695

60

Revenu 550°C/ 5h

501

45

Revenu 575°C / 5h

473

42

III.5. Résultats des essais d’usure La figure 8 rassemble les résultats de la tenue à l’usure exprimée en terme de perte de masse relative en fonction du temps (en minutes) des boulets de diamètre 50 mm traités à 1050°C maintenu pendant 5 heures et ayant subi des revenus à 500° C, 525°C, 550°C et 575°C pendant 5 heures. A l’état brut de coulée, les boulets ont une matrice ferritique. Leur utilisation en cet état réduit leurs durées de vie. Leur microstructure et les propriétés mécaniques peuvent être améliorées grâce aux traitements thermiques de trempe et de revenus. Les résultats importants à ressortir de cette courbe sont les suivants : - L’évolution de cette perte de masse en fonction du temps reste linéaire pour tous les boulets de diamètre 50 mm traités à 1050°C pendant 5 heures et ayant subi des revenus à 500° C, 525°C, 550°C et 575°C pendant 5 heures.

Fig.7. Spectre de diffraction X des échantillons traités à 1050°C maintenus pendant 5 h a)revenu à 500º C pendant 5 h, b) revenu à 525º C pendant 5 h, c) revenu à 550º C pendant 5 h, d) revenu à 575º C pendant 5 h

Dans cet intervalle de température du traitement de revenu, des carbures de types M2C ont précipité mais ils sont peu nombreux. Ils sont probablement une conséquence de l'épuisement local du molybdène, et peut-être du carbone, dans ces régions (cf Fig.5). On retrouve également les carbures de type M7C3 comme l’indique la figure 7. Ces carbures M7C3 présents sont repartis dans la phase martensitique. Le carbure M2C qui forme une autre phase permet à ce type de matériau d’atteindre des duretés superficielles élevées ce qui favorise la résistance à l’usure abrasive [23]. Des mesures de duretés ont été relevées sur ces mêmes échantillons. Nous avons remarqué une baisse significative de la dureté comme le montre le tableau 2. La diminution de la dureté après revenu pour l’ensemble des échantillons traités pourrait s’expliquer par la précipitation de carbures de type M2C qui entraîne un appauvrissement en carbone de la solution solide tout en relaxant les contraintes résiduelles. Par ailleurs, ces carbures M2C renforcent la dureté superficielle tout en maintenant le cœur de la pièce malléable ce qui favorise ainsi la résistance aux chocs. Les traitements de revenus à 550°C et 575°C décomposent la martensite et produit de la ferrite / carbures ce qui réduit la dureté de la matrice [24].

- Les boulets ayant subi un revenu à 525°C présentent la meilleure tenue à l’usure du fait que les pertes de masse enregistrées sont les moins importantes. Ce constat s’explique par la valeur de la dureté élevée de ces boulets (695HV). - Les boulets ayant subi des revenus à 500°C, 525°C et 550°C présentent un net ralentissement de la perte de masse à partir de 30 minutes et on remarque une légère stabilisation de la perte de masse après cette durée. - Pour le boulet ayant subi un revenu 575°C pendant 5 heures, il est remarquable de constater que la perte de masse ne fait qu’augmenter quelque soit le temps. Après 60 minutes de service, la perte de masse est accélérée. Cette accélération est plus importante à 120 minutes. Ceci peut s’expliquer par le fait que ces boulets présentent une faible dureté (42 HRC).

229

A. Sadeddine, M.A. Bradai, M. Kerkar, A. Benabbas

Fig.8. Influence du traitement thermique sur l’usure des boulets.

Fig.9. Effet du traitement de revenu sur la résistance aux chocs et la

III.7. Résultats des essais de résilience

dureté

Les essais de résilience sont effectués sur des échantillons traités à 1050 °C pendant 5 heures et revenus à 500°C,525°C, 550°C et 575°C pendant 5 heures. Les valeurs de la résilience trouvées sont représentées dans le tableau 3

VI. Conclusions A la lumière des résultas obtenus, on constate la présence des carbures de type M7C3 pour tous les traitements thermiques effectués. Le traitement de revenu aux températures de 500°C et 525°C offrent des duretés élevées (618 HV et 695HV respectivement). Ce traitement a favorisé la formation d’un autre carbure de type M2C qui est dû à la précipitation du carbure M7C3. L’effet de la variation de la température a été mis en évidence en constatant que le traitement thermique de revenu appliqué entraîne un changement de microstructure de cette fonte telle qu’une dispersion particulièrement fine de carbures de chrome dans la matrice martensitique et l’apparition du carbure M2C dû à la précipitation du carbure M7C3. L’échantillon, ayant subi un revenu à 525°C pendant 5 heures, présente une meilleure résistance à l’usure et aux chocs. En effet, à l’état martensitique de revenu, les carbures fins remplissent leur rôle de renforcement de la matrice et les propriétés de ce matériau sont nettement supérieures à celles de l’état brut de coulée. Enfin, Ce travail a débouché sur un choix d’une température d’austénitisation adéquate et d’un revenu permettant l’amélioration de la résistance aux chocs. En perspective, il est recommandé: d’améliorer la qualité de la fonte lors de son élaboration, afin d’éviter l’infiltration des impuretés lors de la coulée et d’assurer une bonne répartition des éléments d’alliage et de mettre en place une table vibrante au niveau de la fonderie pour éliminer les contraintes dangereuses, et éviter les traitements de relaxation.

TABLEAU 3 VALEURS MOYENNES DE LA RESILIENCE DES ECHANTILLONS TRAITES A 1050 º C PENDANT 5 HEURES ET AYANT SYBI DES REVENUS A 500 º C, 525 º C ,550 º C et 575 º C PENDANT 5 HEURES. Austénitisation à 1050°C/5h + Revenu

Résilience KCV(J/cm2)

Dureté HRC

Revenu à 500ºC/5h.

3,75

58


8,75

60


5

45


8,75

42

.A travers les résultats obtenus (Fig.9), on constate que les échantillons traités à 1050°C et ayant subi des revenus à 525°C et 575°C présentent des valeurs de résilience plus importantes que celles des échantillons traités et revenus à 500°C et 550°C. Ceci est dû à la formation des carbures fins de type M2C dans l’échantillon traité à 1050°C qui favorise ainsi la résistance aux chocs [25].

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Poly(ethylene terephtalate)/ polystyrene nanocomposites based on organomodified montmorillonite R. Chabane1, N. Bouslah1, N. Haddadine1 , N. Bait2, A. Benaboura1 1

USTHB - Faculty of chemistry, Laboratoire de synthèse Macromoléculaire et Thioorganique Macromoléculaire , AlgiersAlgeria 2. Centre de Recherche Scientifique et Technique en Analyses Physico chimiques, Algiers- Algeria

ABSTRACT The effect of nanoclay on phase morphology development of poly poly(ethylene terephtalate)/ polystyrene (PET/PS) 50/50 blend has been investigated. Blends of PET /PS with and without organically modified montmorillonite (OMMT) nanoclay were synthesized by solution-cast technique. The organoclay was prepared by the traditional cation exchange reaction. It was incorporated at 3 weight % in the polymer matrix. The OMMT dispersion was evaluated by X-ray diffraction. The compatibilizing performance of the filler was investigated using differential scanning calorimetry (DSC), thermogravimetric analysis (TGA), and Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR). The changes in morphology caused by the addition of organically modified layered silicate on a 50/50 blend of PET/PS are investigated by scanning electron microscopy (SEM). The effect of the introduction of the modified montmorillonite on the cristallisation temperature (Tcris) of PET and PET/PS revealed the retardation of the crystallization rate of the PET.

Keywords: polymer blend, montmorillonite, nanoparticle The aim of this study was to evaluate the effect of the addition of an organomodified montmorillonite on the morphology and thermal properties of poly(ethylene terphtalate)/ poly styrene 50/50 blend. To make a contribution in the recycling of plastics, we have used in this study recycled PET from Lalla Khadidja Bottles.

I. Introduction Polymer blending is a commonly used technique to obtain new materials with tailored characteristics different from those of the individual components[1-3]. It replaces the chemical synthesis of new polymers, more expensive and with a highly criticized environmental impact.The properties of polymer blends are determined mainly by the miscibility of the components. However, It is well known that the majority of polymer blends are thermodynamically immiscible in nature due to the low entropy of mixing [4-5]. Thus, achieving compatibilization of immiscible polymer blends has been a long-standing academic and technological challenge. It is well known for years now that the compatibilization of immiscible polymer blends is most often achieved by adding block copolymers The localization of the copolymer at the interface inhibits coalescence and results in a fine morphology.

II. EXPERIMENTAL PART II.1. Materials Scraps of recycled PET were from Lalla Khadidja Bottle Ltd. (Algeria) with an intrinsic viscosity of 0.71 dL/g. Polystyrene PS was synthesized by free radical polymerization in THF using 2,2’-azobisisobutyronitrile (AIBN) as initiator at 60°C, under nitrogen blanket. The clay used, MMT, is a natural montmorillonite from Mostaganem provided by the national non-ferrous mining products and valuable substances (ENOF Algeria). The surfactant used in this study is Benzyltributyl ammonium chloride from Sigma–Aldrich

Recent studies have demonstrated the effectiveness of inorganic solid particles as a new type of compatibilizers [6]. In particular, layered silicates have been reported as having improved the morphology of several immiscible blends[7-8].Montmorillonite, a member of the smectite family, is one of the most widely used natural clays in this field. Furthermore, the use of organoclays as nanometer-size fillers of organic polymer nanocomposites may improve the mechanical, thermal, gas-barrier and flame-retardant properties of the product.

II.2. Organoclay preparation The clay of hydrophilic nature had to be organically modified in order to make it compatible with the polymer matrix. For this purpose we conducted as a first step its purification. In a second step we treated the purified MMT clay in an HCl acid solution 1N in order to activate it. The third stage of the change was to standardize the existing cations in the interlayer space of montmorillonite, and the saturation of the clay with NaCl solution (0.5N). The clay recovered at the end of 232

R. Chabane, N. Bouslah, N. Haddadine, N. Bait, A. Benaboura this step is a sodium montmorillonite; it is noted NaMMT. In a last step the sodium Na-MMT clay is organically modified with a chloride salt benzyltributyl-ammonium. The clay recovered at the end of this step is denoted OMMT.

III. Results and Discussion III.1. X-ray diffraction (XRD) The degree of clay mineral exfoliation and/or polymer intercalation in the nanocomposite is an important factor in the enhancement of properties of polymer nanocomposites. The X-ray diffraction (XRD) profiles of OMMT and MMT-Na are shown in Fig. 1. The MMT-Na diffractogram shows a (001) diffraction peak at 2θ = 6.83° which is corresponding to the dspacing of 1,29 nm. In the OMMT diffractogram the initial diffraction peak (0 0 1) of montmorillonite shifts to lower angles from 6,83° to 5,58° suggesting an increase in the interlayer spacing of the organoclay. The enlarged dspacing value (d=1,58nm) indicates the intercalation of alkyl ammonium within silicate layers. No peak is observed in the diffractogram of PET/OMMT nanocomposites at a clay loading of 3wt.%. This indicates possibility of an exfoliated nanocomposite.

II.3. Sample preparation Samples of PET/PS and PET/PS/OMMT were prepared according to solution cast method using phenol/tetrachloroethane (60/40) mixture as a solvent. After stirring the polymer solution and the OMMT solution separately for 24 h, the PET/PS and nanoparticles solutions were mixed together for a further 24 h, after which they were cast onto plates. The samples were first dried at room temperature to reduce the evaporation rate and to avoid film cracking. After evaporation of most of the solvent the samples were placed in a vacuum at 60°C to remove traces of residual solvent. II.4. X-ray diffraction measurements The study was done using a Phillips PW1710 X-ray diffractometer equipped with a Cu Ka radiation source of wavelength 1.54 A° operated at 45 kV at ambient temperature with a 2θ range from 1.5° to 40°, at a scanning step of 0.05°.

4,96

Intensity (U. A)

OMMT

II.5. FTIR measurements FTIR spectroscopy was carried out using the Perkin Elmer FTIR in the absorbance mode over the wavenumber range from 4000 to 400 cm−1 at a resolution of 2 cm−1.

7.35

MMT-Na

0

2

4

6

8

10

2-(°)

II.6. DSC measurements

Fig. 1. X-ray diffraction spectra of MMT-Na and OMMT clays.

Differential scanning calorimetry (DSC) analysis was performed using a Perkin-Elmer DSC7. The instrument was calibrated with high purity standards. Dry nitrogen was used as purge gas. The sample was heated to 300°C, held for 5 min at this temperature, then cooled and heated at constant rates of 20° C/min.

III.2. FTIR study Before its insertion into the PET matrice or the PET/PS polymer blend 50/50, the clay was characterized by FTIR spectroscopy in order to highlight the success of its organomodification. Figure 2 shows the FTIR spectra of pure MMT, MMT-Na and organically modified OMMT. The three spectra show a band at 3621 cm-1 corresponding to the stretching vibration of OH groups of the clay. The comparison of the spectra of the raw clay (MMT) and the organically modified clay (OMMT), Fig. 2, allowed us to highlight a decrease in the intensity of this band in the spectrum of OMMT indicating that modification of some hydroxyl groups has taken place. Furthermore the appearance of new bands in the OMMT spectrum at 3040, 2966 and 2877 cm−1 corresponding to –C-H stretching of the benzyltributyl ammonium salt confirms the organic modification of the clay.

II.7.Thermogravimetric analysis Thermogravimetric analyses were obtained using a TA Q-50 TGA operating at ramp 10 °C/min from room temperature to 600 °C in a nitrogen atmosphere II.8. Scanning electron microscopy (SEM) The blends morphology was studied by performing a SEM analysis. The instrument used is the SEM scanning electron microscope Philips ESEM XL30. The micrographs were obtained by applying a voltage of 20 kV. 233

R. Chabane, N. Bouslah, N. Haddadine, N. Bait, A. Benaboura 1012

241

aromatic (-C-H)

aliphatic (-C-H)

230

1601

ENDO

Absorbance

914

1468

3621

nd

2 Heating

3430

OMMT MMT-Na

MMT 50

4500

4000

3500

3000

2500

2000

1500

1000

Wavenumbers/cm

100

150

200

250

300

Temperature(°C)

500 -1

Fig. 3. DSC thermogram of PET/OMMT( 2nd Heating) Fig.2. FTIR spectra of MMT, MMT-Na and OMMT.

III.4. Thermogravimetric analysis Figure 4 shows the TGA thermograms of MMT-Na and the modified organoclay OMMT while Fig. 5 shows the corresponding derivative weight loss curves. As can be seen, the TGA thermograms can be separated into 3 distinct regions: a first region corresponding to the desorption of water below 130 °C; a second region corresponding to organic substances between 130 and 430°C; and a third region corresponding to a dehydroxylation of the montmorillonite between 430 and 600 °C.

III.3. DSC study DSC analyses were performed to study the influence of the organoclay on the non-isothermal crystallization behavior of PET/OMMT and PET/PS/OMMT nanocomposites. The summary of crystallization and melting curves is reported in Table 1. The crystallization temperature (Tcr) of the PET/OMMT and the PET/PS/OMMT nanocomposites were higher than that of the neat PET and neat PET/PS . The higher Tc observed on the nanocomposites can be explained by the nucleation effect of the MMT on the PET. In this case, in the molten state, the segments of the PET molecules can easily interact with the surface of MMT, developing crystallization nuclei. Similar results have been reported for nanocomposites by several authors[9-10] The DSC thermograms in the second heating run of PET/OMMT and PET/PS/OMMT nanocomposites (see Fig.3) showed a secondary melting temperature at Tm2 < Tm1 the double melting peaks observed indicate that the clay nanoparticles induce the formation of smaller and imperfect crystallites.

The MMT-Na lost 7% of the original mass due to water evaporation in the first stage of the experiment and exhibited excellent thermal stability between 120 °C and 400 °C. For OMMT, the water content corresponding to the weight loss in the 50–150 °C range, is only 2%. These observations may be explained in terms of the hydrophobic nature of OMMT surfactant. Furthermore, as revealed by the DTGA curves, (Fig. 5a), the peak corresponding to simple desorption of physically bound water has shifted from 100 °C for MMT-Na to lower temperatures for OMMT which in good agrrement with the precedent explanation.

TABLE I THERMAL PROPERTIES

Sample

Cooling Tcris(°C)

PET

156.51

PET/OMMT

187.84

PET/PS

194.52

PET/PS/OMMT

199.50

The TGA curve of the OMMT shows that its thermal degradation occurred in two stages between 120 and 420°C due to mass loss of the surfactant. The derivative DTGA curve exhibited a peak at 253°C which is attributed to the decomposition of adsorbed surfactant at the silicate surface and a second one at 398°C which corresponds to ion-exchanged surfactant inside interlayer space.

234

R. Chabane, N. Bouslah, N. Haddadine, N. Bait, A. Benaboura The organoclay have lowered the interfacial tension, thus creating a compatibilization effect.

105

Weight(%)

100

a

95

90

a b

85 0

100

200

300

400

500

600

Temperature(°C)

Fig.4. TGA thermograms of (a) MMT-Na and (b)OMMT clays 0,14

Derivative weight

0,12

b

0,10 0,08

398°C 0,06

253°C

0,04 0,02

a b

0,00 0

100

200

300

400

500

600

Temperature(°C)

Fig.5. DTGA curve of (a) MMT-Na and (b)OMMT clays

Fig. 7. SEM of PET/PS blends (x1000) (a) PET/PS (50/50), (b) PET/PS (50/50) with 3 phr filler.

Figure 6 shows the TGA thermograms of PET/PS blend and PET/PS/OMMT nanocomposite. As can be seen the nanocomposite did not show evidence of improvement in its thermal stability. In this regard, there are several reports in the literature where the incorporation of nanoclays into polymeric matrices did not lead to significant changes on the thermal stability of the nanocomposites[11-12].

III. Conclusions In this work PET/PS /OMMT nanocomposites were obtained by solution cast technique. The introduction of organically modified clay at 3% improved the compatibility of two polymers PET and PS . The thermal characteristics of the PET/PS matrix were also found to be influenced by the addition of clay. The DSC results clearly show that the addition of OMMT has a nucleating affect on the PET/PS nanocomposites as revealed by the increase of crystallization temperature. REFERENCES

Weight loss(%)

100

80

60

[1] D. Wang, Y. Li, X. M. Xie, B. H. Guo, Compatibilization and morphology development of immiscible ternary polymer blends, Polymer 52 (2011) 191-200 [2] N. Bouslah, N. Haddadine, F. Amrani, R. Hammachin, Comparison of Specific Interactions in P4VP/PSCA and PS4VP/PSCA Blends and Complexes, J. Appl. Polym. Sci., 108(2008) 3256–3261 [3] S. Wang, B. Li, Y. Zhang, Compatibilization of Poly(2,6dimethyl-1,4-phenylene oxide)/Polyamide 6 Blends with Styrene– Maleic Anhydride Copolymer: Mechanical Properties, Morphology, Crystallization, and Melting Behavior, J. Appl. Polym. Sci., 118(2010) 3545–3551 [4] P.J. Flory, Principles of Poymer Chemistry, (Cornell University Press, Ithaca, NY, 1953) [5] O. Olabisi, L.M. Robeson, M.T. Shaw, Polymer-Polymer Miscibility, , (Academic Press, New York, 1979) [6] F. Fenouillot, P. Cassagnau, J.-C. Majeste, Uneven distribution of nanoparticles in immiscible fluids: Morphology development in polymer blends, Polymer 50 (2009) 1333–1350 [7] M.Y. Gelfer, H.H. Song, L. Liu, B.S. Hsiao, B. Chu, M. Rafailovich, Effects of organoclays on morphology and thermal and

40

20

b a

0 0

100

200

300

400

500

600

Temperature (°C)

Fig.6. TGA thermograms of (a) PET/PS and (b) PET/PS/OMMT

III.5. SEM analysis The morphology of PET/PS blends was examined by scanning electron microscopy (SEM). One must note that in the absence of the filler, Fig. 7(a) the PET domains are separated from the PS domains. However, the introduction of only 3% of the filler leads to an improvement in the compatibility of the two polymers. 235

R. Chabane, N. Bouslah, N. Haddadine, N. Bait, A. Benaboura montmorillonite/polyethylene composites, Polymer, 43 (2002), 5483– 5491 [11] J.M. Cervantes-Uc, J.I. Moo Espinosa, J.V. Cauich-Rodrıguez, A. A. vila-Ortega, H. Vazquez-Torres, A. Marcos-Fernandez, J. San Roman, TGA/FTIR studies of segmented aliphatic polyurethanes and their nanocomposites prepared with commercial montmorillonites, Polym. Degrad. Stab. 94(2009) 1666–1677 [12] M. Berta, C. Lindsay, G. Pans, G. Camino, Effect of chemical structure on combustion and thermal behavior of polyurethane elastomer layered silicate nanocomposites, Polym Degrad Stab, 91 (2006), pp. 1179–1191

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236


Use of Wood Fibers in Thermoplastic Composites B. Dairi1, H. Djidjelli1, A. Boukerrou1 1.

Laboratoire des matériaux organiques, Département de Génie des Procédés, Université Abderrahmane MIRA, Route de Targa-Ouzemmour, Béjaïa 06000, Algérie.

ABSTRACT This article describes the properties of composites using plasticized PVC matrix and wood flour as filler. Composites were prepared by mixing PVC with varying amounts of wood flour (ranging from 10-30 phr; having particle sizes of 100-160µm and 50µm) using tworoll mill followed by compression molding. The effect of wood flour content and its particle size on the properties, i.e., mechanical and thermal was evaluated. Tensile strength and % elongation at break decreased with increasing amounts and size of wood flour, while the Modulus of the composites increased. Thermal analyses indicate that the addition of wood flour into the polymer matrix showed decreases the degradation temperature of the composite compared to the PVC virgin matrix, but does not accelerate the degradation process.

Keywords: Polyvinyl chloride, composites, fibers, morphology, mechanical properties. 130% for PP based composites, and 40% for PE based composites.

I. Introduction

The performance properties of these types of composite can be related to the degree of association with the PVC, depending strongly on the composition of the wood flour, as determined by its nature and by any pre-treatment [3-5]. Many studies are devoted to polymer composites/wood flour [6-8]. Against the other, there are few studies on the effect of Lignocellulosic fiber size on the properties of these composites [9]. Some studies have shown that increasing the wood flour content increases the modulus of elasticity and reduces the stress at break. In terms of thermal degradation, the onset decomposition temperature decreases with increasing wood flour content and the presence of wood flour decreases the degradation rate [10-12]. The objective of this study was to investigate the influence of the size of wood flour particles on the mechanical, thermal and morphological properties of local wood flour/PVC plasticized composites.

The combination of wood and plastics offers potential for the provision of high-value wood–plastic composites (WPC). Thus, the appreciated aesthetic effects of wood can be transferred to the world of plastics processing. The wood, in the form of fibers or flour, is usually based on industrial wastes that can be ground. When the loading of wood flour increases, the cost of the final composites is reduced. Compared to wood, WPC can have a longer service life with less need for maintenance, less water absorption, better dimensional stability and less biodeterioration. WPC can be used as a substitute for wood in a variety of applications, including decking, benches, marina boardwalks, and window and door profiles. The WPC’s performance can be optimised by controlling the raw materials used (type of wood, shape and size of the filler particles, filler content, matrix/filler particle interface interaction), the processing, and the additives. For common WPC applications, the more important properties are mechanical strength, stiffness, impact resistance and density [1].

II. EXPERIMENTAL II.1. Materials All of the PVC-wood flour composites formulations used in this experiment were prepared based on PVC type SE-1200, produced by the company CABEL in Algiers (Algeria). The polymer has the following physical characteristics: K wert, 72; powder density, 0.561gml-1; viscosity, 0.99 Cst; thermal stability, 60min at 180°C. The additives used in the preparation of the various formulations were dioctyl phthalate (DOP) as a plasticizer, with a viscosity ranging from 75 to 85 Cst, a molecular weight of 390gmol-1, a thermal stabilizer system based on Ca-Zn and stearic acid as a lubricant. The wood flour was extracted from Aleppo pine tree originating from the region of Djelfa located in the

PVC manufacturing companies are developing WPC based on PVC, due to the distinct performance advantages offered by this thermoplastic. The flexural strength and the modulus of WPC containing PVC are superior to those of WPC based on either poly(propylene) (PP) or poly(ethylene) (PE)[2]. Compared with wood–PP and wood–PE composites, wood–PVC composites provide superior properties in terms of creep resistance, weatherability, and flame retardancy. The demand for wood–PVC composites is expected to increase by 200% a year until 2010, against 237

B. Dairi, H. Djidjelli, A. Boukerrou highlands of Algeria. Two different wood flour having particle sizes of 100–160 µm and <50 µm were used to make composites. The chemical composition of the wood was determined on the basic of absolutely dry substances using chemical procedures (38.70 phr of cellulose, 27.63 phr of hemicelluloses, 25.28 phr of lignin, and 8.39 phr of mineral filler). The apparent density of the Aleppo pine fillers is 0.80gml-1 and its moisture content is 4.04 phr.

II.3.3. Scanning Electron Microscopy (SEM) Scanning electron microscopy (SEM) was used in order to monitor, the fracture surface of the composites after frozen the samples in liquid nitrogen. SEM analysis was performed using a FEI CONTA 20.

III. Results and Discussion III.1. Mechanical characterization III.1.1.Tensile strength The evolution of the tensile strength of composite PVC /WF at different loading rates (10, 20 and 30%) as a function of particle size of wood is illustrated in Figure 1. There is a decrease of tensile strength for developed composites compared to unfilled PVC. For example, this decline is estimated at 32%, 51% and 57% for different rates 10, 20 and 30%, for the particle size of 100160µm, respectively. This decrease is attributed to the decrease in bond strength between the filler and the matrix that blocks the spread of the effort [13, 14]. This reduction increases gradually as the rate and size of particles increases, this can be explained by the tendency of wood particles to come together to form agglomerates that induce heterogeneity and stress transfer in no uniform matrix. It adds to that a low interfacial adhesion PVC/WF because of the adversarial nature between the load and the matrix. (PVC Matrix hydrophobic and hydrophilic support WF).

II.2. Preparation of PVC / WF Composites Blends based on PVC polymer powder and the various additives (Table 1) were mixed at 2000 rpm for 10 minutes at a temperature lower than 80°C. Composites were prepared by mixing PVC with varying amounts of wood flour (ranging from 10-30 phr; having particle sizes <50µm and 100-160µm) using tworoll mill model SCUYER A 80 at a rotating speed of 27 rpm for the two cylinders at 140°C and a residence time of 8min. The films thus obtained were placed in a mold, which was placed between two steel platens. After that, the films were molded by compression under a pressure of 250 KN at 170 °C for 5 min. The films as obtained were of 2mm of thickness and were used in various characterizations. PVC compounds blended with wood flour having particles size of <50µm and 100-160µm have been designated as F1 and F2 respectively. TABLE

FORMULATION OF PVC COMPOUND Content (g)

PVC

100

DOP

30

Ca/Zn

4

stearic Acid

0,5

Virgin PVC 10% 20% 30%

25

Tensile strength (MPa)

Component

30

20

15

10

5

II.3.Characterization Techniques II.3.1.Mechanical properties

0 F0

F1

F2

Formulations

Five samples of each test were used to determine tensile (elongation and strength at break). The tensile test was performed on a ZWICK/ROEL Z 2.5 tensile testing apparatus at a cross-head speed of 100 mm/min, according to ISO 527- 1 procedure.

Fig. 1. Tensile strength behavior.

III.1.2 Elongation at break The variation in elongation at break of PVC / WF Composite at different loading rates (10, 20 and 30%) depending on the size of wood particles is illustrated in Figure 2. We observe that the general trend of the histograms is similar for all composites prepared PVC / WF, characterized by a significant decrease in elongation with increasing concentration and particle size of wood. The deterioration of this property is mainly due to the incorporation of wood flour in the rigid nature of PVC matrix, which reduces the mobility of polymer chains, which speeds the breakdown of the specimens at low stresses [15 17].

II.3.2. Thermal stability For thermal stability analysis, the decomposition rates were measured by a SETARAM TGT DTA 92 thermogravimetric apparatus. A sample of initial mass of 15 to 20 mg was introduced into a platinum crucible; the sample mass (TG) variation was then measured as a function of temperature (or time), and the rates of mass loss (DTG) were determined by using a thermobalance under an inert argon atmosphere up to 800°C, at a heating rate of 10°C/min.

238

B. Dairi, H. Djidjelli, A. Boukerrou of the wood flour) which is less thermally stable than cellulose and lignin, they generally degrade at temperatures between 200 and 260°C [18]. The early stages of decomposition for different composites are F1 and F2, in addition to the phenomena of release of hydrochloric acid (HCl) and evaporation of the plasticizer, the decomposition of holocellulose (cellulose and hemicellulose) that degraded in this temperature range. More precisely, the thermal decomposition of cellulose occurs mainly from a temperature of 310 ° C and is by depolymerization [19]. These transformations taking place in the first stage of decomposition are the source of thermal stability for the different samples. Finally, a superposition of lignin degradation and cracking of polyacetylene which ends with the formation of a stable residue is carbon black.

Elongation at break (%)

200 Virgin PVC 10% 20% 30%

150

100

50

0 F0

F1 Formulations

F2

Fig. 2. Elongation at break behavior.

III.1.3. Young's modulus The evolution of Young's modulus of composite PVC/WF at different loading rates (10, 20 and 30%) as a function of particle size of wood is illustrated in Figure 3. The introduction of wood flour in the PVC matrix increases the stiffness of the material, and reduces their elasticity. The Young’s modulus increases and this increase is even more important than the content and size of wood particles are high. This reflects the fact that the wood particles of rigid nature tend to form a frame within the composite leading to resistance.

120

F1

(%) TGA

100 80


60 40 20 0 0

200

400

600

800

Temperature(°C) 1200 10


F1 5

(% / min) DTG

Young's Modulus (MPa)

1000

800

600

0 -5


-10

400 -15

200

-20 0

200

400

600

800

Temperature (°C)

0 F0

F1

F2

Fig. 4. Thermal degradation behavior of the composites. TGA and DTG curves of the formulation F1.

Formulations

Fig. 3. Young's modulus behavior.

120

III.2. Thermal Characterization (TGA / DTG) The thermal stability of composite polymer-fiber plant is a very important property for the choice of transformation processes of these materials and their uses. The manufacture of such materials is performed at high temperatures. Therefore, the degradation of lignocellulosic fillers may occur during their transformations. For this purpose, composite materials that we developed were subjected to thermal analysis (TGA-DTG). This analysis aims to determine the effect of particle size of wood embedded in the PVC matrix on the thermal properties of composites. TGA and DTG thermograms, various composites made with <50 and 100-160 µm of particle size of wood with different loading rates (10, 20 and 30%) are illustrated in Figures 4 and 5. The incorporation of wood flour in the PVC matrix led to a decrease in the onset temperature of decomposition and this decrease is even larger than the filler content increases, whatever the size of particles incorporated. This decrease can be attributed to the decomposition of hemicellulose (one of the constituents

F2

(%) TGA

100 80


60 40 20 0

200

400

600

800

Temperature (°C) 10

F2

(% / min) DTG

5 0 -5


-10 -15 -20 0

200

400

600

800

Temperature (°C)

Fig. 5. Thermal degradation behavior of the composites. TGA and DTG curves of the formulation F2.

239

B. Dairi, H. Djidjelli, A. Boukerrou III.3. Scanning electron microscopy (SEM)

IV.

The changes brought about by the incorporation of 20 wt% wood flour at different sizes in the matrix of virgin polyvinyl chloride, are observed by scanning electron microscopy SEM. The images obtained for different composite PVC/WF for different sizes of wood particles are shown in Figure 6 respectively with an amplification of 600. The micrographs of the composites PVC / WF of 100-160µm of particle size of wood describe a heterogeneous surface, uneven, rough and the presence of aggregates of different wood sizes, completely separated from the matrix of polyvinyl chloride. In addition, the surface morphology is characterized by the presence of pores and cracks that reveal, on the one hand, the incompatibility of the two phases because of the low interfacial adhesion between wood flour and PVC hydrophilicity to hydrophobic nature and, on the other hand, the influence of chemical structure and size of wood particles embedded on the dispersion. However, the micrograph of the composite PVC / WF of <50 µm of particle size of wood is characterized by a remarkable reduction in the number and size of aggregates formed by wood flour and promote a better dispersion of particles in the matrix polymer compared to composite PVC / WF particle size of 100-160µm embedded.

PVC wood flour composites with different loading and particle sizes were prepared. Better results were obtained when filler particle size was <50 µm. The results suggest that the tensile strength and elongation at break decreased. However, modulus increased with increasing amount of loading. Thermal analyses indicate that the addition of wood flour of different particle size into the polymer matrix decreases the degradation temperature of the composite PVC / WF compared to virgin PVC matrix, but does not accelerate the degradation process. However, the size of wood particles has no effect on the degradation of the processed composites. The characterization of the state of dispersion of wood flour in the PVC matrix by SEM, shows a smooth and regular surface of composite <50µm of particle size of wood unlike composite 100160µm of particle size of wood which indicate good dispersion of the load.

Conclusions

References [1] Kim, T. J.; Lee, Y. M.; Im, S. S. Polym Compos 1997, 18, 273. [2] Sombatsompop, N.; Chaochanchaikul, K. Polym Int 2004, 53, 1210. [3] Zodl, H.; Fasalex, Fa.; Kopfing, A. Presented at the 10th International Plastics Additives and Modifiers Conference, Amsterdam, 2004; p 39. [4] Jiang, H.; Kamdem, D. P. J Vinyl Additive Technol 2004, 10, 70. [5] Almo, M. H.; Yoshioka, M.; Yoa, Y.; Shiraishi, N. Wood Sci Technol 1996, 30, 39. [6] Almo, M. H. J Polym Eng 1997, 17, 311. [7] Matuana, L. M.; Kamdem, D. P.; Zhan, J. J Appl Polym Sci 2001, 80, 1945. [8] Gauthier, R.; Joly, C.; Coupas, A. C.; Gauthier, H.; Escoubes, M. Polym Comp 1998, 19, 287. [9] Feldman, D.; Banu, D. J Appl Polym Sci 1997, 66, 1731. [10] Feldman, D.; Banu, D.; Lora J. J Appl Polym Sci 1996, 61, 2119. [11] Ichazo, M. N.; Hernandez, M.; Albano, C. Macromol Symp 2006, 239, 192. [12] Stark, N. M.; Rowlands, R. E. Wood Fiber Sci 2003, 35, 167. [13] Sanschagrin, B.; Sean, S. T.; Kokta, B. V. Proceedings of the 43rd annual conference, composite institute, Cincinnati, OH, États-Unis, 1988. [14] Simonsen, J. Forest products society 1997, 47, 74-81. [15] Acha, B. A.; Reboredo, M. M. ; Marcovich, N. E. Polymer International 2006, 55, 1104. [16] Doan, T. T. L.; Gaon, S. L.; Mäder, E.Composites Science and Technology 2006, 66, 952.

These results confirm those obtained in the mechanical part and are consistent with those found in the literature [20, 21] It should be noted that small particles well dispersed in the polymer7matrix usually increases its mechanical properties. a

b

[17] Kim, S.J.; Moon, J. B.; Kim, G. H.; Ha, C. S. Polymer Testing 2008, 27, 801. [18] Kim, H. S.; Yang, H. S.; Kim, H. J.; Park, H. J. J Therm Anal Cal 2004, 76, 395. [19] Bledzki, A. K.; Letman, M.; Viksne, A.; Rence, L. Compos Part A 2005, 36, 789. [20] Baillif, M.; Oksman, K. Proceedings of the progress in wood & biofibreplastic composites conference. Toronto, Canada, 2006. [21] Yam, K. L.; Gogoi, B. K.; Lai, C. C.; Selke, S. E. Poly eng and science 1990, 30, 693.

Fig. 6. Scanning electron micrographs of fractured surface of PVC/WF composite loading at the 20 wt%: (a) Formulation F2 and (b) Formulation F1.

240


Effet de l’Evolution de la Fissuration Transversale sur l’Endommagement de Stratifiés Composites Croisés [0/90]s S. Benbelaid1, 2, B. Bezzazi1 1.

R.U. Materials, Processes, Environment, Université de M’Hamed Bougara, Boumerdes, Algerie. Faculté de Ginie Mécanique, Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, Alger, Algérie

2.

ABSTRACT La fissuration transversale joue un rôle important dans l’endommagement des stratifiés composites croisés de types [0/90]s . L’étude de la fissuration transverse est donc importante pour assurer l’intégrité de la structure. Un model micromécanique numérique basé sur un critère énergétique sera établi. La méthode des éléments finis est employée dans cette étude, pour compter et suivre l’évolution des fissures transverses. L’endommagement du stratifié se traduit par l’apparition de fissures transverses qui s’explique par une baisse de rigidité du pli fissurée et, par conséquent une baisse de rigidité du matériau global. Cependant, cette chute de rigidité représentée par le rapport de module longitudinal apparent réduit et le module longitudinale initial en fonction de la densité de fissures. L’objectif de cet article est d’étudié l’effet de la vitesse de déformation et de la rigidité des plis à 0° sur l’initiation et la propagation des fissures transverses et leurs densité, et ainsi l’effet de la densité de fissures vis à vis l’endommagement global du stratifie.

Keywords: Fissuration transverse, Endommagement, Initiation, Propagation, Densité immédiatement dans la section droite de la couche à 90o. L’augmentation du nombre de fissures commence après un certain délai nécessaire à l’apparition de la première fissure ; le nombre de fissures atteint finalement une valeur stable, dépendant des constituants et de la séquence d’empilement, qui caractérise une saturation de ce type d’endommagement. Plusieurs études expérimentales plus récentes ont confirmé qualitativement ces résultats [4-6]. Notre contribution propose donc de prédire l’évolution de la densité de fissures, en se basant sur un critère énergétique utilisé par Mendels et Nairn [7-8]. La réaction du matériau à travers la baisse de sa rigidité est estimée par le modèl de Shear lag [9-10], en calculant le rapport de module longitudinal apparent réduit et le module longitudinal initial ( E x / E x0 ) en fonction de la densité de fissures. Cependant notre objectif est d’étudier l’effet de la vitesse de déformation et de la rigidité des plis à 0° sur l’évolution des fissures transverses. L’effet de rigidité des plis à 0° à été réalisé en faisant varier l’épaisseur des couches à 0° et à 90° par le rapport h90 / h0 . Finalement, représentant l’effet de la densité de fissures sur l’endommagement global de matériau traduit par la chute de rigidité ( E x / E x0 )

I. INTRODUCTION L’évolution des dégradations dans des stratifiés composites est un phénomène complexe qui résulte de différents modes d’endommagements souvent couplés, comme la fissuration matricielle, le délaminage entre les couches et la rupture des fibres, etc… Devant la complexité du problème, les chercheurs essaient d’étudier tous les mécanismes physiques de dégradation, d’abord en les dissociant puis en étudiant les interactions possibles, afin de construire des modèles fiables de prévision. Il est donc nécessaire d’avoir une représentation optimale de ces phénomènes, et de la compétition qui existe entre eux. C’est pourquoi, dans ce cas, le point de vue micro est adopté. Cela implique la représentation exacte des fissures. Dans un stratifié composite croisé [0/90]s , sous l’influence de sollicitations monotones mécaniques en traction , la fissuration transversale dans la matrice est en général le premier mode d’endommagement observé dans la matrice d’un pli le plus désorienté par rapport à l’axe de sollicitation. Des fissures transverses peuvent apparaître très tôt dans la durée de vie de la structure et elles peuvent être les zones d’amorçage pour d’autres mécanismes d’endommagement plus dangereux. L’étude de la fissuration transversale est donc importante pour assurer l’intégrité de la structure. Les premières études expérimentales sur le mécanisme de fissuration transverse dans des stratifiés [0m/90n]S, sont celles de Garrett et Bailey [1], Parvizi et Bailey [2], Reifsnider [3] vers 1977. Ces auteurs ont observé et caractérisé le développement de la fissuration transverse au cours d’essais monotones. Ils ont montré que les fissures transverses s’amorcent sur les bords libres de l’éprouvette et se propagent

II. Modélisation de la fissuration matricielle transversale des composites croisés [0/90]s L’analyse mécanique de l’évolution de la fissuration matricielle transversale dans le composite consiste deux étapes principales : 1. La première a pour but de décrire la répartition des contraintes dans le stratifié 240

S.Benbelaid, B.Bezzazi à l’interface entre les plis. L’épaisseur de cette zone est composite [0/90]s en présence de fissures. alors évaluée en réalisant le moulage de la surface de la Cette étape utilise souvent une description tranche de l’éprouvette. Ce moulage restitue le détail de approchée des champs mécaniques. la surface et permet donc de détecter la zone riche en 2. La deuxième étape consiste en l’utilisation d’un résine. Le plus souvent, l’épaisseur de la zone de critère de rupture afin de prévoir le transfert est considérée comme un paramètre ajustable développement de ce type d’endommagement. qu’il faut estimer à partir de données expérimentales Les deux étapes sont indépendantes. Un bon critère [15] : de rupture seul n’est pas suffisant pour développer une bonne analyse de la fissuration. Le critère de ( 1)G23 ( E11h0 E22 h90 ) (3) )2 rupture doit être utilisé conjointement avec des 2 E11E22 h0 h90 analyses de contraintes. L’analyse de contraintes doit être suffisamment précise pour assurer une bonne prédiction. est un paramètre varie entre 0 et 2, peut être caractérisé comme un paramètre global de l’effet de la fissuration de la matrice. =1.1 donne de bonnes prédictions sur le champ de contraintes. E11, E22 sont les modules élastiques suivant les directions principales des plis et G23 est un module de cisaillement inter laminaire. h90, h0 représentent l’épaisseur des plis à 0° et à 90° (Fig.1)

II.1.Modèles d’analyse des contraintes Dans la littérature on trouve une quantité considérable de travaux qui ont proposé différentes méthodes pour représenter le champ des contraintes. Le modèle analytique le plus souvent utilisé est le modèle dit de type « shear-lag ». Le modèle « shear-lag » a été développé entre la fin des années 1970 et le début des années 1980 [1,9]. Han et al. [11], Hahn et Johannesson [12] ont proposé un modèle « shear-lag » simple. Lee et Daniel [13] ont proposé un modèle de type « shear-lag complet » pour prendre en compte la variation de la contrainte normale dans l’épaisseur des couches à 0° des stratifiés [0m/90n]S. Cette approche est utilisée par Berthelot et al. [14]. Un bon accord avec les calculs par éléments finis est observé par ces auteurs. Nairn et Mendels [7] ont fait assez récemment un classement des modèles de type « shear-lag » en développant un calcul élastique dans un système très général de multicouches ; le problème de la fissuration transverse dans des stratifiés de type [0m/90n]S est traité comme cas particulier. Les auteurs montrent que, quelles que soient les lois de répartition des contraintes suivant l’épaisseur, toutes les approches de ce type conduisent à des équation fondamentale « shear-lag » de la forme :

d 2 $ ) 2$ 0 dx2

Fig. 1. Schéma et repère associé à un stratifié [0n/90m]s soumis à une sollicitation de traction suivant x

L’équation différentielle vérifiée par x90 en exprimant l’équilibre mécanique d’un élément de longueur infinitésimal dx pris dans le pli endommagé (Fig. 1) [16, 17] :

d 2 x90 dx 2

#

h 1 90 !" E22 E11h0

)2 2 h90

x90

) 2 E 22 2 h90 E x0

x

(4)

(1) En tenant compte de la condition limite de bord libre en surface de fissure: x90 (L)= x90 (-L) =0, on peut facilement écrire la solution de l’Équation (4) :

β est le paramètre de type « shear-lag » et $ présente la contrainte de cisaillement. La principale difficulté est la détermination de paramètre de Shear lag β qui dépend de la zone dans laquelle s’effectue le transfert de la contrainte. Le paramètre de shear-lag a été déterminé comme dans le travail initial de Garrett et Bailey [1] où les auteurs font l’hypothèse que la contrainte de cisaillement se développe dans l’ensemble du pli endommagé :

) 2 G12 !!

x90

E 22 ch ( )x)

1 x 0 E x ch ( )L)

(5)

avec :

E x0

0 0 t90E22 t0 E11 t90 t0

D’après l’équation d’équilibre de la structure stratifié entière, on peut obtient le champ de contrainte dans les couches à 0° :

(2)

Reifsnider et al. [9] supposent que le transfert intervient dans une zone de faible épaisseur, riche en résine, située 241

x0

'

1 (h0 h90 ) x h90 x90 h0

S.Benbelaid, B.Bezzazi

(

III. Application et Interprétation

(6)

Dans notre application, nous nous intéressons principalement au comportement des stratifiés croisés [0m/90n]s de nature IM7/977-2 avec des fibres longues en carbone de module intermédiaire de référence IM7 et à matrice époxyde/amine de référence 977-2 [20]. Notre but est d’étudier l’effet de la vitesse de déformation et l’effet de la rigidité des plis à 0° sur l’initiation et la propagation des fissures transverses, et l’effet de la densité de fissures sur l’endommagement global du stratifié.

Cette approche de Shear lag, nous permet également d’évaluer le rapport entre le module longitudinal apparent Ex d’un stratifié endommagé et le module de Young initial Ex0 [9,10,18] 0

t 90 E 22 2D 1 1 tanh( ) ) 0 0 2 D E x t 0 E11)

Ex

1

(7)

Avec d est la densité de fissures par unité de longueur : d=1/2L

Fig.2 montre la courbe de la variation de la densité de fissures en fonction de temps pour un stratifié [03/903]s chargé avec différentes vitesse de déformation (103 /s,10-4/s, 5.10-4/s). La figue nous montre que la vitesse de déformation à un effet sur le temps de l’initiation des fissures. Cependant, une même vitesse de propagation pour tous les cas comme les courbes sont superposées avec une translation latérale. Le temps demeuré à l’initiation et à la propagation des fissures est plus important pour un stratifié soumis à une vitesse de déformation minimale.

II.2.Prédiction de l’évolution des fissures transverses Pour étudier l’évolution de la densité de fissures, nous avons établi une formule générale pour le taux de restitution d’énergie d’un système quelconque à partir de l’étude de Nairn [7,8]. Puis en appliquant ce résultat à la cellule élémentaire du stratifié fissuré étudié dx (Fig.1), nous avons obtenu l’expression du taux de restitution d’énergie associé à l’apparition d’une nouvelle fissure entre deux fissures préexistantes. Considérons la cellule élémentaire de longueur 2L du stratifié fissuré limitée par deux fissures préexistantes, en x = -L et en x = +L (Fig.1), l’expression du taux de restitution d’énergie associé à l’apparition d’une nouvelle fissure au milieu de deux fissures préexistantes peut se mettre sous la forme suivant sans tenir l’effet thermique [ 19] : (8) G( x , d ) Gmax ( x ) f d (d )

avec: Gmax ( x )

1 E 22 1

) E x E11

(1

h90 )( x ) 2 h0

)

)

f d (d ) 2 tanh tanh 4d 2d

(9) Fig.2. Effet de la vitesse de déformation sur l’initiation et la propadation des fissures transverses pour un stratifié [03/903]s

(10)

Effet de la rigidité des plis à 0° sur l’initiation et la propagation des fissures transverses est étudié, en faisant varier le rapport de la rigidité entre les deux plis à 0° et à 90°. Ceci peut être réalisé par une variation des épaisseurs des couches à 0° et à 90° par le rapport h90 / h0 . Dans la présente recherche, nous allons analysée trois configuration des stratifies à une vitesse de déformation de 10-4/s: [02/904]S, [03/903]S, [04/902]S. Laı courbeı densitéı deı fissures/ contrainte appliquée, est une courbe sigmoïde présentant un seuil de l’initiation différent pour les trois cas (Fig.3), dont le seuil de l’initiation augmente si h90 / h0 diminue. Uneı augmentationı continueı deı laı densité de fissures au cours de l’augmentation du niveau deı chargement,ı etı enfinı un état deı saturation où la distance interfissures estı constante. Cet état signifie

Le taux de restitution d’énergie G est une fonction de la contrainte appliquée x , de la demi distance L entre deux fissures telle que d= 1/2L) On supposer que le taux de restitution d’énergie atteint une valeur critique, soit :

G( x , d ) Gc

(11)

Reportons (8), (9), (10) dans (11) : on obtient l’équation d’inconnue (d) : Gc

)

)

(12) 2 tanh tanh 4d 2d C ( x ) 2 avec :

C

1 E22 1

) E x E11

(1

h90 ) h0 242

S.Benbelaid, B.Bezzazi que la densité de fissures reste constante malgré une IV. Conclusion augmentation du niveau de contrainte. Une approche micromécanique, en utilisant la méthode Cependant, dansı deı nombreux cas,ı la rupture des éléments finis a été employée pour suivre l’évolution a lieu avant que l’état de fissuration soit stable et de la densité des fissures transverses et il est difficile d’évaluer la valeur de la densité à l’endommagement des stratifié croisés [0n/90m]s. Dans saturation. La définition d’un tel état est d’ailleurs un cette étude, les effets de la vitesse de déformation et sujet critique, il sembleı que la fissuration neı soitı la rigidité des plis à 0° sur la fissuration matricielle jamais complètement atteinte etı que uneı phase transversale ont été étudiés. Les résultats montrent que d’endommagement brutal des plis à 0° succède la vitesse de déformation à un effet significatif sur uneı productionı lente maisı continueı de fissures. ı l’initiation des fissures, par ailleurs, on aperçoit que le Le nombre des fissures pendant cette phase de temps requiert pour la propagation des fissures augmente saturation augmente si le rapport h90 / h0 diminue. quand la vitesse de déformation diminue. Cependant l’effet de la rigidité des plis à 0° est effectué par une variation des épaisseurs des couches à 0° et 90° par le rapport h90 / h0 . Si le rapport h90 / h0 diminue, la contrainte qui correspond au seuil de l’initiation augmente, et le nombre de fissure augment et la rupture finale est principalement due par la rupture des fibres. Tandis que si le rapport augmente, la contrainte qui correspond au seuil de l’initiation diminue, et le nombre de fissure diminue et la rupture finale est provoquée principalement par la fissuration transverse. Il est en général difficile de suivre par des moyens classiques (Microscope, Rayon X, techniques ultrasonores…) des mécanismes de dégradation au sein des composites. Cependant ce modèle pourra tenir en Fig.3. Effet de la rigidité des plis à 0° sur l’initiation et la propagation compte ces phénomènes de dégradation vis-à-vis le des fissures transverses dans les plis à 90° à une vitesse de déformation 10-4/s mode de propagation des fissures transverses. Finalement, nous représentant l’effet de l’évolution References de la densité de fissures sur l’endommagement global du stratifier, traduit par le rapport de module longitudinal [1] K .Garrett and J. Bailey, Multiple transverse fracture in 90° cross-ply laminates of a glass fibre-reinforced polyester, Journal apparent réduit et le module longitudinale initial of Materials Sciences 12(1977) 157-168. ( E x / E x0 ) pour les trois cas des stratifiés précédents. Fig.4 montre que si h90 / h0 >1 , la chute de rigidité et importante , donc la rupture finale est principalement due par la fissuration transversale. Cependant, si h90 / h0 <1, en remarque une très faible baisse de rigidité (Fig.4), ce qui explique que la rupture finale est brutale provoqué par les fibres à 0° avant que les fissures transverses développent entièrement. Si h90 / h0 =1 , on observe une chute de rigidité presque de moitié (Fig.4), dans ce cas le rupture finale est due par deux principaux de modes d’endommagement (50% de la fissuration transverse et 50% de la rupture des fibres).

[2]

A. Parvizi and J. Bailey, On multiple transverse cracking in glass fibre epoxy cross-ply laminates, Journal of Material Science 13 (1978) 195-201.

[3]

K. Reifsnider, Fatigue behavior of composite International Journal of Fracture 16(1979)

materials,

[4] N. Takeda. and S. Ogihara, In situ observation and probabilistic prediction of microscopic failure processes in CFRP cross-ply laminates, Composites Science and Technology 52 (1994) . [5] N.Takeda. and S. Ogihara, Initiation and growth of delamination from the tips of transverse cracks in CFRP crossply laminates, Composites Science and Technology 52 (1994) 309–318 [6] S. Ogihara, N. Takeda, and A. Kobayashi, Experimental characterization of microscopic failure process under quasistatic tension in interleaved and toughness-improved CFRP cross-ply laminates, Composites Science and Technology 57 (1997) [7] J.A .Nairn, D.A. Mendels, On the use of planar shear-lag methods for stress-transfer analysis of multilayered composites, Mechanics of Materials 33 (2001) 335-362 [8] J. A. Nairn, The strain energy release rate of composite microcracking : a varia-tional approach, Journal of Composite Materials 23(1989)1106–1129

Fig.4. Effet de la densité de fissures sur l’endommagement global des stratifiés

243

S.Benbelaid, B.Bezzazi [9] A.L. HIGHSMITH, K.L.REIFSNIDER, Stiffness-Reduction Mechanisms in composite laminates, Damage in Composite Materials, ASTM, STP 775, Philadelphia (PA), In K.L. Reifsnider, Editor, American Society for Testing Materials, p 103-117 (1982) [10] Y. Xu and C.H. Kou, Effect of the Interfacial Interleaf to the Interlaminar Fracture and Intralaminar Fracture of a New BMI Matrix Composites System, Journal of Reinforced Plastics and Composites. 13(1994) 509-540 [11] Y. Han, H. Hahn, and R. Croman, A simplified analysis of transverse ply cracking in cross-ply laminates, Composites Science and Technology 31( 1988)165-177 [12] H. Hahn and T. Johannesson, Fracture of unidirectional composites: theory and applications. Mechanics of Composite Materials, AMD, New York, 1983. [13] J. Lee and I. Daniel, Progressive transverse cracking of cross-ply composite laminates, Composites Science and Technology 24(1990) [14] J.Berthelot et al., Transverse cracking of cross-ply laminates, Part 1. Analysis. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing 27A(1996) 335-362 [15] N. LAWS N, G.J. DVORAK, Progressive transverse cracking in composite laminates, Journal of Composite Materials 22(1988) 900-916 [16] J.A . NAIRN., S.HU, Matrix microcracking, In R. Talreja, Editor, Damage Mechanics of Composite Materials, Elsevier, Amsterdam (1994). [17]

J.-M. BERTHELOT, Transverse cracking and delamination in cross-ply glass-fiber and carbon-fiber reinforced plastic laminates : static and fatigue loading, Applied Mechanics Review 56(2003) 111-147 [18] L. Y. Xu, C. H. Kou and B. X. Yang, An Analogous Investigation on Transverse Cracking in Composite Laminate and Concrete Pavement, Proc. of ICCM 8, Honolulu, SAMPE, 1991 [19] J.A .Nairn, Fracture mechanics of composites with residual thermal stresses. Journal of Applied Mechanics 64 (1997) 804810. [20] VU Anh Thang. Ph.D. dissertation, Ecole Nationale Supérieure de Mécanique et d'Aérotechnique (ENSMA), France, 2009

244


PMMA nanocomposites based on new natural montmorillonite: Morphology and thermal properties D. Lerari 1,2,*, S. Peeterbroeck 4, A. Benaboura1 and Ph. Dubois 3,4 1. 2. 3. 4.

Université des Sciences et de la Technologie Houari Boumediene, Faculté de Chimie, Laboratoire de Synthèse Macromoléculaire et Thio-organique Macromoléculaire, B.P 32 El-alia, 16111 Bab-ezzouar, Algeria Centre de Recherche Scientifique et Technique en Analyse Physico-chimiques (CRAPC), B.P 248, Alger RP 16004, Algeria Center of Innovation and Research in Materials & Polymers CIRMAP, Laboratory of Polymer and Composite Materials, University of Mons - Umons, Place du Parc 23, B-7000 Mons, Belgium Materia Nova asbl, Parc Initialis, Avenue N. Copernic 1, B-7000 Mons, Belgium

ABSTRACT Nanocomposites of poly(methyl methacrylate) (PMMA) filled with organo-modified natural Algerian clay (montmorillonite type from Mostaganem) noted AC were prepared by in-situ bulk polymerization of corresponding monomer (methyl methacrylate) initiated by 2,2’-azobis (isobutyronitrile) (AIBN). The organomodification of AC montmorillonite was achieved by ion exchange of Na+ with different alkyls ammoniums halides. It is worth pointing out that up to now this AC montmorillonite has found applications only in petroleum industry as a rheological additive for drilling muds and in water purification processes, but its use as reinforcement in polymer matrix has not been reported yet. The modified clay characterized by X-ray diffraction (WAXD) and thermogravimetric analysis (TGA), presents an important shift of the interlayer spacing after modification. Its degree of dispersion in the polymer matrix and the resulting morphology of nanocomposites were evaluated by WAXD and transmission electron microscopy (TEM). The resulting intercalated PMMA/AC nanocomposites were analyzed by thermogravimetric analysis (TGA) and differential scanning calorimetry (DSC). The glass transition temperature of the nanocomposites was not significantly influenced by the presence of the modified clay while the thermal stability was considerably improved compared to unfilled PMMA. This Algerian natural montmorillonite can serve as reinforcing nanofiller for polymer matrices and presents real interest for the elaboration of nanocomposites materials with improved properties. Keywords: Polymers; Nanocomposite; Algerian clay; Thermal stability; Intercalation.

I. Introduction In the last decade the development of polymer layered silicate clay nanocomposites (PLSN) has achieved great progress in industry and academic research institutes because of their beneficial properties in a large domain of applications [1,2]. Generally, the clay nanoplatelet surface has to be organomodified in order to reduce their hydrophilic character and to make their dispersion easier in hydrophobic polymers [1]. Only when fine dispersion of the organomodified nanoclay in the polymer matrix is obtained, substantial enhancement of the properties of the resulting nanocomposites materials is observed. Poly(methyl methacrylate) (PMMA) and polystyrene (PS) have great industrial importance. So, generally, they have to be modified to enhance their properties, by blending them with other polymers or by addition of selected inorganic nano- or microfillers, which also allow for reinforcing the thermal and mechanical behaviour, reducing gas permeability with preserving initial properties [3].

The clay employed in the present contribution is natural clay from Mostaganem in Algeria. This new clay noted AC is widely used for environmental applications as adsorbent for organic compounds owing to its ability to remove from water some pollutants [4-8]. Surprisingly enough, this AC montmorillonite has never been studied as reinforcing nanofiller for polymer matrices. In this study, Algerian clay (AC)-based PMMA or PS nanocomposites have been prepared via in-situ polymerization in presence of a purposely organomodified AC montmorillonite, i.e., surface treated with octadecyldimethyl hydroxyethyl ammonium bromide (OCTANBrOH). The effect of the preparation method on the morphological and thermal properties of the soobtained nanocomposites has been investigated.

II.

Experimental Part

II.1Mono-ionization of AC AC montmorillonite was monoionized via a three-step method as described in the literature [4,6,9,10]. Firstly, AC montmorillonite was dispersed in aqueous solution (15 g L-1). Secondly, organic impurities were eliminated

245

D. Lerari, S. Peeterbroeck, A. Benaboura, Ph. Dubois by treatment with hydrogen peroxide at 75 °C. Finally, AC montmorillonite was converted into its sodic form by dispersion in a solution of NaCl 1 M. The sample was then washed with distilled water. The Na+-exchanged AC montmorillonite was noted as Na-AC.

800 2- = 2.25°; d001= 3.97nm

700 600

Intensity

500 400 2- = 4.5°

300

II.3 Preparation of nanocomposites by in situ bulk polymerization A Pyrex reactor was used to prepare Polymers nanocomposites by in-situ polymerization under previously reported experimental conditions [9,11]. Freshly distilled monomer (MMA) (40 g), AIBN (1 wt%) as free radical initiator and organomodified AC (3 wt% of inorganics) were placed simultaneously in the reactor (250 mL) and stirred mechanically at room temperature under nitrogen flow for a few minutes for homogenization. The temperature was firstly increased at 80 °C for 24 hours to polymerize, and then at 100 °C for 2hours under reduced pressure to eliminate residual monomer. These nanocomposites samples were noted as PMMA/organomodified-AC. For sake of comparison, unfiled PMMA polymer was prepared under the same conditions.

(b)

100

(a)

0 2

4

6

8

10

Two theta (degrees)

Fig.1. XRD diffraction patterns of (a) Na-AC, (b) OCTANBrOH-AC montmorillonite samples.

The XRD spectra of the nanocomposites are presented in Figure 3, while summarizes the interlayer spacing values for the AC montmorillonite (modified or not) and the two produced nanocomposites. At the present stage, it is difficult to draw any conclusion regarding the content of PMMA chain intercalation within the AC galleries. However, one can claim absence of quantitative exfoliation since the d001 peaks remain clearly detected (Figure 3). In conclusion, intercalation of polymers chains takes place (as will be confirmed by the improved thermal stability recorded by TGA experiments and in agreement with reported data [9, 12,13]) but without substantially increasing the interlayer distance. This observation is more likely attributed to the important shift of the interlayer spacing of AC montmorillonite triggered by the presence of 35 wt% of OCTANBrOH ammonium cations. This long alkyl ammonium significantly separates the clay nanoplatelets from each other while preserving a tactoid-like organization as evidenced by the presence of reflection (d002) peak at 4.5° (Figure 1). 800 2- = 4.13°; d001= 2.12nm

600

Intensity

II.2 Preparation of organophilic AC montmorillonite The organophilic form of AC was obtained by ion exchange reaction of the Na+ cations with OCTANBrOH. The clay organomodification proceeded as follows: NaAC (6.4 g) was added into water (800 mL) at 80 °C, where the clay was let to swell for 2 hours under mechanical stirrer (mixing rate of 400 rpm). The ammonium bromide salt (1.5 g, 1.2 equivalent of ammonium/Na+) was dissolved in water (200 mL) at 60 °C and added to the clay suspension. After one night at 80 °C under stirring, the mixture was filtered off, and the collected organomodified clay washed with hot water to eliminate the excess of ammonium bromide (as checked by AgNO3 test) and sodium ions. The organomodified clay was then freeze-dried for about 12 hours. The obtained organophilic AC montmorillonite was noted as OCTANBrOH-AC.

2- = 7.02°; d001= 1.25 nm

200

2- = 2.25°; d001= 3.97nm

400

200

(a)

(b)

0 2

4

6

8

10

Two theta (degrees)

Results and discussion

III.1Morphology The degree of dispersion of the organomodified clay in the polymer-based nanocomposites has been evaluated by XRD. According to Bragg’s equation n.λ= 2.d.sin (θ), the AC montmorillonite has an interlayer spacing (d001) of 12.5 Å, which closely corresponds to the well known Cloisite-Na (Southern Clay Products). After modification with OCTANBrOH surfactant (35 wt% as determined by TGA), the d-spacing value is shifted to 39.7 Å, as shown in Figure 1, whereas in case of Cloisite-Na modified by the same organomodifier (28 wt% as determined by TGA), only a shift of 21.2 Å was observed (Figure 2).

Fig. 2. XRD diffraction patterns of (a) OCTANBrOH-AC and (b) OCTANBrOH-Cloisite montmorillonite samples 3000

(b): PS/OCTANBrOH-AC (a): PMMA/OCTANBrOH-AC

2500

2000

Intensity

III.

1500

1000 (b)

500 (a)

0 2

4

6

8

10

Two theta (degrees)

Fig.3. XRD diffraction patterns of nanocomposites (filled with 3 wt% in inorganics)

246

D. Lerari, S. Peeterbroeck, A. Benaboura, Ph. Dubois

Weight (%)

100 80 60 40 PMMA PMMA/OCTANBrOH-AC (in-situ)

20 0

Deriv. weight (%/°C)

2,0

250

275

300

325

350

1,5

375

358°C

400

425

450

100

80

Weight (%)

III.2 Thermal properties Generally, the formation of PLSN nanocomposites and the confinement of polymer chains by the clay layers involve a significant improvement of the thermal properties as compared to the unfilled polymer. In order to shed some light on the thermal stability of the studied PMMA nanocomposites and to examine the effect of clay dispersion on PMMA degradation process, TGA measurements have been performed under air and helium flow, respectively, with a heating rate of 20 °C min-1. It is clear that air (thermo-oxidation) destabilises the unfilled PMMA and accelerates its degradation at high temperature. Thermo-oxidative degradation of PMMA/OCTANBrOH-AC nanocomposites was also carried out. TG curves in air atmosphere are presented in Figure 4. It is noticed that the main DTG peak are shifted to higher temperatures. The DTG peak of unfilled PMMA is 358 °C, but the main DTG peak for PMMA/OCTANBrOH-AC nanocomposite is detected at about 392 °C, implying an increase of the thermal stability by about 34°C. In the case of PS/OCTANBrOHAC nanocomposites, the main DTG is detected at 380°C (Figure 5) without any significant improvement of the thermal properties of the polymer. Consequently, the organomodified clay displays some barrier effect that inhibits (or at least refrain) the diffusion of oxygen toward the sample and limits the degradation of the polymer matrix [12, 13]. It is important to note that, there is no significant difference between the TGA curves carried out in helium or air atmosphere. This is used sometimes as a criterion for nanocomposite formation [14,25,26]. It can be concluded that the AC nanoplatelets can stabilize PMMA towards thermal degradation.

60

40

(a) (a): PS (b): PS/OCTANBrOH-AC (3wt%)

20

(b) 0

100

200

300

400

500

600

Temperature (°C)

Figure 5. Thermogravimetric analysis curves of unfilled PS and PS/OCTANBrOH-AC nanocomposites 3 wt% in inorganics in air.

The effect of AC montmorillonite on the glass transition temperature (Tg) of PMMA has also been studied by DSC. The Tg values remain in the same range even though a relatively limited increase of T g is recorded for the nanocomposite. Such an increase could be explained by a confined environment mobility of the polymer chains in presence of clay. In our case, this confinement is not sufficient to imply a Tg increase. Even if similar results was observed in literature [3,14-18], it is clear that much more works are needed to verify and understand this observation, which are far beyond the objectives of the present contribution.

IV.

Conclusion

PMMA/OCTANBrOH-AC clay nanocomposites prepared via in-situ polymerization, employing a natural Algerian montmorillonite, mostly display an intercalated structure. The PMMA nanocomposites possess significantly enhanced thermal stability in comparison to the unfilled matrix, whereas PS/OCTANBrOH system doesn’t present any important improvement of the thermal properties. Only a low variation in Tg is observed for the nanocomposites. This Algerian natural montmorillonite thus presents real interest for the elaboration of polymer nanocomposite materials. However, it appears necessary to promote more interfacial compatibility between the organomodified nanoplatelets and the polymeric matrix for reaching more intensive clay delamination.

392°C

1,0

References 0,5 0,0 250

275

300

325

350

375

400

425

450

Temperature (°C)

[1] [2] [3]

Figure 4. Thermogravimetric analysis curves of unfilled PMMA and PMMA/OCTANBrOH-AC nanocomposites 3 wt% in inorganics in air.

[4] [5] [6] [7] [8]

247

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248


Effet des processus de synthèse en batch et en semi batch sur les propriétés des gradients a base d’acrylate / methacrylate synthétisés par voie radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. N. Cherifi1, 2, 3, A. Benaboura2, A. Khoukh3, M. Save3, C. Dérail3, L. Billon3 1. Centre de recherches Scientifiques et techniques en Analyse Physico-chimiques (C.R.A.P.C), BP 248 Alger RP 16004 Alger, Algérie. 2. Laboratoire de Synthèse Macromoléculaire et Thio-Organique Macromoléculaire, Faculté de Chimie, USTHB, Bab Ezzouar, Alger, Algérie. 3. IPREM/EPCP, CNRS UMR 5254 Université de Pau et des Pays de l’Adour Hélioparc, 2 avenue Angot, 64000 Pau, France

RESUME Dans le cadre de ce travail, nous présentons les principaux résultats obtenus lors de la synthèse et de la caractérisation d’une série de copolymères à gradients à base des deux monomères : Acrylate de n-butyle ABu, Méthacrylate de méthyle MMA, moyennant la voie de synthèse radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP. Les deux processus en batch et en semi batch ont été appliqués sur différentes compositions initiales en monomères ABu/MMA (75/25, 50/50). Deux vitesses d’ajout du MMA dans le milieu réactionnel ont été choisies (2,2 et 4,3ml/h). Le caractère contrôlé des synthèses réalisées a été vérifié par les techniques de résonance magnétique nucléaire du Proton H-RMN et de la chromatographie d’exclusion stérique SEC. L’effet du processus de synthèse appliqué sur le profile gradient dans ces matériaux synthétisés a été examiné à travers la détermination des fractions instantanées des monomères incorporés le long des chaînes polymériques. Les techniques d’analyse enthalpique différentielle, de résonance magnétique nucléaire de carbone 13C-RMN et de couplage à longue distance HMBC ont été employées pour confirmer les résultats obtenus. Par ailleurs, la dépendance des propriétés thermomécaniques et spectromécaniques de ces matériaux en fonction de la technique de synthèse employée a été également étudiée.

Mots clés: Polymérisation radicalaire contrôlée PRC, NMP, gradients, HMBC, rhéologie dimethylsiloxane) [8], le poly(styrène-gradacrylate de nbutyl) [9] et les gradients à base de styrène/ anhydride maléique / N-vinylpyrrolidone [10]. Pareillement, la technique NMP a permis la synthèse du poly(styrène-grad-acrylate de n-butyle) [11], le poly(styrène-grad-4-acetoxy styrene) [12- 13], le poly(méthacrylate de méthyle -grad- N,N- dimethyl acrylamide) [14]. Appliquant cette même technique, Billon et coll ont réussi la synthèse du poly(styrène-gradacrylate de méthyle), le poly(styrène -gradacrylate de nbutyl), le poly(N,N-dimethylacrylamide-grad-n-butyl acrylate) et le poly (octadecyl acrylate-grad-methyl acrylate) [15-19].

I. Introduction Depuis leur première découverte à nos jours, les scientifiques cherchent sans cesse à élargir le domaine d’application des polymères à gradient de composition par diversification de leurs voies de synthèses et multiplication des familles de monomères employés. Ces matériaux sont utilisés dans les cosmétiques et pour la modification des propriétés d’interface dans les mélanges de polymères. En outre, les chercheurs leur prévoient de très nombreuses et importantes applications dans le domaine dermatologique et dans les biomatériaux.

II. Partie expérimentale

Ces polymères sont inaccessibles par voie radicalaire classique, et ce n’est qu’en 1996 que ce monde a connu l’application de la technique ATRP sur différentes paires monomériques grâce aux travaux de Matyjaszewsky [1], particulièrement sur les acrylates/méthacrylate, les styrène/acrylate et le styrène/acrylonitrile. [2- 7]. Par la suite, la technique RAFT a été également appliquée pour la synthèse des poly (méthacrylate de méthyle–grad249

II.1 Produits chimiques Les monomères ABu (Aldrich, 99 %) et MMA (Aldrich, 99 %) ont été utilisés sans purification préalable. Aussi, le nitroxide SG1 (88%) et l’alkoxyamine MAMA (BlocBuilder®) (2-methylaminoxypropionicSG1) utilisé comme amorceur de polymérisation, ont

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon été directement employés, comme produits par Arkema Chemicals.

totale du MMA a été effectuée pendant 555 minutes. La copolymérisation a été stoppée après un temps de polymérisation total égal à 720 minutes. (Pour une conversion totale, le degré de polymérisation était théoriquement égal à 500). Le Semibatch 4,3: la polymérisation a été réalisée dans des conditions similaires à celles appliquées lors de la synthèse du semibatch-2,2, à l’exception de la vitesse d’addition du MMA, prise égale à 4,3 ml.h-1. Après une homopolymérisation de l’ABu pendant 60 minutes, nous avons commencé l’addition du MMA qui a duré 280 minutes. Le temps total de la copolymérisation ABu/MMA était de 420 minutes.

II.2 Techniques de Caractérisation Les techniques de résonance magnétique nucléaire du Proton H-RMN, de carbone et la technique HMBC ont été appliquées sur tous les prélèvements effectués afin de déterminer les taux de conversion des monomères en polymère ainsi que la composition globale des copolymères synthétisés, et la microstructure de ces matériaux. La chromatographie d’exclusion stérique SEC a été employée pour mesurer les masses moyennes en nombre et en poids ainsi que les dispersités correspondantes à tous les polymères gradients synthétisés.

Ces quatre copolymères ont été précipités et purifiés dans un large excès d’un mélange méthanol /eau (90/10 en volume), puis séchés sous vide jusqu’à obtention de poids constants.

L’analyse enthalpique différentielle a été également considérée, pour estimer la mobilité des chaînes polymériques, et afin d’examiner la formation du profile radient en passant d’un temps de réaction à l’autre. Tous les prélèvements ainsi que les produits finaux obtenus en fin de chaque synthèse ont été précipités dans du méthanol/eau (90/10). Environs 10mg de chaque solide ont été sertis dans des capsules en aluminium et prête à utilisation.

Au cours de ces synthèses, des prélèvements des solutions polymériques ont été réalisés à différents intervalles de temps, pour déterminer les paramètres caractéristiques de ces copolymères via les deux techniques CES et 1H RMN, mais aussi, pour examiner le caractère contrôlé de ces synthèses, et pour mettre en évidence le profil du gradient de composition dans ces quatre copolymères.

II.3 Synthèse des polymères gradients Poly(ABu-gradMMA)

III. Résultats et Discussion

Le Batch 50/50: dans un ballon, nous avons mélangé des quantités adéquates en ABu, MMA avec le BlocBuilder® MAMA et un faible excès en SG1 (5 % molaire par rapport à l’initiateur). Pour une conversion totale, le degré de polymérisation attendu (DP) est de 505 ([BA]+[MMA])/[BlocBuilder®]= 505). Le mélange a été dégazé pendant 30 minutes, puis placé dans un bain d’huile à 115°C. La réaction a été stoppée après 6 heures 30 minutes. Le Batch 75/25: dans un deuxième ballon, nous avons mélangé l’ABu, le MMA, le BlocBuilder® MAMA et le SG1 (5 % molaire par rapport à l’initiateur). Pour une conversion totale, la valeur prédite du degré de polymérisation Dp est de 500. Après dégazage pendant 30 minutes, le ballon était placé dans un bain d’huile à une température de 115°C, pour une durée de 9 heures 30 minutes de réaction. Le Semibatch 2,2: d’une part, une quantité en MMA était dégazée puis transférée dans une seringue Hamilton de 25 ml. D’autre part, nous avons mélangé l’ABu avec le BlocBuilder®MAMA et le SG1, dans un ballon équipé d’un septum. Ce mélange a été dégazé sous azote, pendant 30 minutes. La polymérisation a commencé, en mettant ce ballon contenant l’ABu dans un bain d’huile thermostaté à 115°C (t = 0 min), pour une homopolymérisation pendant 60 minutes. Puis le MMA a été ajouté à une vitesse constante égale à 2,2 ml h-1 par utilisation d’un pouce seringue. L’addition

III.1 Etude cinétique La Figure 1 illustre la variation des concentrations logarithmiques des monomères en fonction du temps pour les deux synthèses réalisées en batch dans les compositions initiales de 50/50 et 75/25. Les copolymères batch-50/50 et batch-75/25, présentent tous deux les critères de systèmes contrôlés. D’ailleurs, aucun épaulement n’a été observé sur les chromatogrammes correspondants et les dispersités sont trouvées relativement faibles, 1,2 < Mw/Mn < 1,4. Les résultats de l’évolution des cinétiques des deux copolymères, Semibatch 2,2 et Semibatch 4,3, apparaissent sur la Figure 2. Une augmentation continue de Mn avec la conversion est enregistrée sur cette Figure. En outre, les valeurs de Mw/Mn de ces deux synthèses diminuent légèrement avec la conversion jusqu’à atteindre des valeurs de l’ordre de 1,3 à 90% de conversion totale des unités monomériques. Aussi, une augmentation graduelle des concentrations logarithmiques Ln[M]0 /[M] en fonction du temps. Cette non linéarité de Ln [M]0/[M] en fonction du temps peut être expliquée par le changement continu de la fraction du co-monomère MMA (fMMA) dans le milieu réactionnel, et peut être prédite théoriquement [20]. A travers cette analyse cinétique, nous constatons que les synthèses en semi batch sont également contrôlées. 250

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon

Fig. 2. Copolymérisation en semibatch de l’ABu et du MMA. (a) Variation de ln[M]0/[M] en fonction du temps, (b) Evolution des masses Mn et des dispersités (Mw/Mn) en fonction de la conversion.

III.2 Mise en évidence du profil gradient dans les copolymères Poly (ABu-co-MMA) a. Par association des techniques CES /1H RMN, variation des fractions instantanées en fonction de la longueur apparente des chaînes polymériques La Figure 3 illustre les résultats obtenus par étude de la variation des fractions instantanées de l’ABu, dans les quatre copolymères synthétisés, en fonction de la longueur apparente des chaînes polymériques.

Fig 1. Les copolymérisations en batch de l’ABu et du MMA, (a) Variation de ln[M]0/[M] en fonction du temps. (b) Evolution de Mn et de la dispersité (Mw/Mn) en fonction de la conversion.

Fig 3. Evolution de la fraction instantanée de l’ABu (Finst) pour les copolymères P(BA-co-MMA) : () le Batch 50/50, (z) le Batch 75/25, () le Semi-batch 2,2 et (U) le Semi-batch 4,3, en fonction de la longueur apparente des chaînes polymériques.

Cette Figure montre que pour les deux copolymères synthétisés en batch, en fin de polymérisation, un gradient spontané s’est formé avec des chaînes initialement riches en MMA mais qui finissent par un enchainement riche en ABu. En revanche, par application du processus en semi batch, nous pouvons suggérer à travers les résultats montrés sur cette même figure la formation de 251

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon copolymères gradients mais ayant des profils différents de ceux obtenus par voie en batch, en raison de la différence dans les distribution des unités monomériques le long des chaînes polymériques dans ces deux systèmes. b. Par Résonance Magnétique Nucléaire du Carbone RMN dans la région des carbonylés

13

C

Cette technique de RMN détecte sept signaux distincts dans la région des carbonylés, caractéristiques des Poly(ABu-co-MMA) [21, 22]. Leurs intensités sont relatives à la composition de ces copolymères et changent avec la proportion des séquences qui varient entre diades et triades, de tacticité racémique (r) ou mésomère (m)). Soient M et B les deux unités MMA et ABu respectivement : quatre pics de ces sept signaux sont assignés aux triades centrées par les unités de méthacrylate de méthyle, notés respectivement: (A) MMM (rr), (B) MMM (mr + rm), BMM (mr + rr), (C) MMM (mm), BMM (rm + mm), MMB (mr + mm) et BMB (mm + rm + mr) et (D) la triade BMB (rr). Les trois autres correspondent aux triades centrées par les unités d’acrylate de n-butyle, qui sont : (E) MBM, (F) MBB et (G) BBB. Dans le cadre de ce travail, nous avons examiné d’une part l’effet du processus de synthèse en batch ou en semi batch appliqué, et d’autre part, l’effet de la vitesse d’ajout des unités MMA dans le milieu réactionnel, sur la distribution des unités monomériques le long des chaînes polymériques. A titre d’exemple, la Figure 4 illustre les résultats obtenus avec le Batch75/25, où nous enregistrons une augmentation des intensités relatives aux signaux assignés aux triades BBB en fonction de la longueur des chaînes polymériques dans le batch 75/25. Cette augmentation est accompagnée d’une diminution des intensités relatives aux signaux (A), (B), (C) et (E). Ces constatations confirment l’enrichissement des chaînes polymériques en unités d’acrylate de n-Butyle pour ce copolymère.

Dailleurs, Les résultats de la technique 13C RMN corroborent ceux obtenus par étude de la variation de la fraction instantanée en fonction de la longueur apparente dans les différents copolymères synthétisés. c. Par Résonance Magnétique Nucléaire à deux dimensions par corrélation carbone-hydrogène sur de longues distances HMBC Parmi plusieurs autres techniques, nous nous sommes particulièrement

intéressés

à

l’application

de

la

technique HMBC afin de tenter de mettre en évidence le profil gradient des copolymères synthétisés et de confirmer ainsi les résultats obtenus ci-dessus. Cette nomination 2D HMBC reflète une corrélation carboneproton par des couplages multiples de type 2JCH, 3JCH (Heteronuclear Multi-Bond Correlation). Nous nous sommes

particulièrement

intéressés

aux

taches

caractéristiques des couplages entre les carbones des carbonylés et les α-methyl, methylene et methyne, qui sont d’un nombre de dix, et qui apparaissent comme suit[Brar, 2005] : la tache (1) présente à 177,24/0,94 ppm, assignée au couplage du carbone du carbonylé avec le proton du α-methyl dans la triade MrMmM. Les trois taches observées à (2) 177,24/1,91 ppm, (3) 177,42/1,86 ppm et (4) 177,00/1,37 ppm relatives aux couplages des carbones des carbonylés avec les protons méthylène dans les tétrades MrMmMrM. La tache (5) 177,05/0,81 ppm, caractéristique du couplage des protons des α-methyl avec les carbone des carbonylés dans la triade MrMB. La tache (6) 177,05/1,81 ppm assignée à la corrélation des protons methyne avec les carbones des carbonylés dans les triades MMB avec MrMB. La tache (7) 174,90/2,19 ppm, relative aux CH des triades BBM. Enfin, les taches (8) 174,64/1,33, (9) 174,42/1,85 et (10) 174,42/1,36 correspondantes aux tétrades BBmBB.

En effet, comme montré sur la Figure 5, la comparaison entre les spectres HMBC du Batch 75/25, à 45, 300 et 570 minutes, illustre l’apparition de taches

Fig. 4. Spectres 13C RMN montrant la région des carbonylés du Batch 75/25 en fonction du temps et de la longueur apparente des chaînes polymériques.

252

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon numérotées

(8),

(9)

et

(10),

qui

reflètent

l’enrichissement des chaînes en tétrades BBmBB.

Fig. 5. Spectres 2D HMBC RMN du Batch 75/25 dans le chloroforme en fonction du temps et de la longueur apparente des chaînes polymériques.

d.

Par Analyse Enthalpique Différentielle DSC

La Figure 6. illustre les thermogrammes DSC des quatre gradients synthétisés.

Fig. 6. Courbes DSC des copolymères Batch50/50, Batch75/25, Semibatch-2,2 et Semibatch-4,3.

Il est clair à partir de cette figure que les matériaux synthétisés par voie en batch présentent un seul Tg de 253

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon chaînes polymériques et confirmant l’enrichissement de ces chaînes en unités MMA (les faibles transitions observées aux températures élevées ne sont pas représentées sur cette Figure).

valeur intermédiaire à celle des deux constituants purs PABu, PMMA. En revanche, le processus en semi batch induit la formation de copolymères gradients présentant deux transitions vitreuses.

III.3 Propriétés thermomécaniques spéctromécaniques des gradients synthétisés

Employant cette même technique DSC, nous nous sommes attachés à la détermination des températures de transition vitreuse relatives à tous les prélèvements effectués au cours de ces quatre synthèses, dans l’objectif d’examiner la variation de ce paramètre en fonction de la longueur apparente des chaînes polymériques (Figure 7).

et

Un rhéomètre de type RDA II, à déformation constante et à contrainte imposée a été employé. La partie réelle G’ et la partie imaginaire G’’ ont été mesurées dans le domaine linéaire en fonction de la température variant de - 25 à 120°C, avec une rampe de 2 degrés par minute et une fréquence fixée à 1 rad.s-1. L’évolution des trois paramètres G’, G’’ et leur rapport tanδ en fonction de la température nous permet d’identifier les relaxations principales de ces matériaux. Au passage de la température de transition vitreuse, les polymères dissipent le maximum d’énergie et tanδ passe par un maximum. A travers la caractérisation thermomécanique des trois gradients Batch50/50 (37% mol ABu avec Mn= 48 600 g/mol, Mw/Mn= 1,24, tang δ=32°C), Semibatch-2,2 (56% mol ABu avec Mn=61 900 g/mol, Mw/Mn = 1,32, tang δ=12,3°C) et Semibatch-4,3 (46% mol ABu avec Mn= 55 100 g/mol, Mw/Mn = 1,29, tang δ=24,5°C), nous avons constaté que ces trois gradients présentent une similarité dans leurs réponses thermomécaniques globales, particulièrement après la transition vitreuse. En effet, ces matériaux présentent tous un domaine caoutchouteux étroit, puis un domaine terminal qui s’étale sur l’intervalle 55 à 75°C, donc à des températures inférieures à la température de transition vitreuse du PMMA. Les valeurs de Tg trouvées sont clairement affectées par la composition des copolymères, ainsi que la vitesse d’incorporation choisie dans le cas des semi batch. D’ailleurs, l’examen pointu de ces analyses thermomécaniques montre que le Semibatch 4,3 présente une transition vitreuse plus large que celle présentée par le Semibatch 2,2 : ceci reflète la variation large de la distribution des unités monomériques au moment de l’incorporation du MMA le long de la chaîne polymérique. Les secondes transitions ne sont pas détectées par analyse thermomécanique.

Fig 7. Evolution des températures de transition vitreuses en fonction de la longueur apparente des chaînes polymériques dans les copolymères P (ABu-coMMA)synthétisés: () Batch 50/50, (z) Batch 75/25, () Semibatch-2,2 and (U) Semibatch-4,3 Cette dernière Figure montre nettement une constance dans les valeurs de transition vitreuse avec l’augmentation de la longueur apparente des chaînes polymériques mesurées à des intervalles de temps différents pour les deux copolymères synthétisés en batch malgré l’enrichissement des chaînes polymériques en unités d’ABu constaté ci-dessus. Des résultats similaires ont été rapportés dans la bibliographie [23]. Ceci a été expliqué par la présence de deux facteurs pouvant affecter simultanément et de manière opposée la variation des valeurs de Tg : le premier facteur relève de l’augmentation continue des masses molaires avec la conversion qui induit dans la majorité des cas une élévation dans les valeurs de Tg. Le deuxième facteur est plutôt lié à l’enrichissement des chaînes polymériques en unités ABu, ce qui induit par contre une diminution dans les valeurs de Tg. Chacun de ces deux effets compense l’autre au cours de la polymérisation et les valeurs de Tg demeurent constantes, comme trouvé pour les deux batch Batch 50/50 et Batch 75/25 que nous avons synthétisé. A l’inverse de ces deux batch, les deux Semibatch présentent une augmentation continue dans la variation des Tg avec le déroulement de la polymérisation, reflétant le changement continu dans la composition des

Nous nous sommes également intéressés à la caractérisation spectromécaniques de ces gradients synthétisés, (Figures 8, 9).

254

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon A partir de ces deux Figures, nous constatons que contrairement aux autres copolymères, le batch 50/50 présente clairement les quatre zones de transition connues : (1) la zone vitreuse aux basses températures, et (2) la zone de transition vitreuse, où les chaînes atteignent une certaines liberté. Cette zone se caractérise par une chute de la rigidité par diminution du module de stockage. Alors que le module de perte atteint sa valeur maximale. On observe aussi la zone caoutchoutique (3) caractérisée par l’augmentation de la mobilité moléculaire suivie de la zone d’écoulement (4) caractérisée par le passage du solide à l’état liquide sous l’effet de l’élévation de la température. En revanche, les trois autres matériaux, Batch 75/25, Semibatch 2,2.et Semibatch 4,3, montrent deux zones : la zone caoutchouteuse et le passage à l’écoulement. Il est à remarquer que le passage à l’état fluide, représenté par le point de croisement de G’ et G’’, est d’autant plus faible en fréquence que la masse est grande. Par similitude, pour le plateau caoutchouteux qui parait d’autant plus étendu avec l’augmentation de la masse. Le module du plateau caoutchoutique est souvent déterminé comme la valeur de G' mesurée au minimum de tan δ. Par considération de cette méthode nous avons trouvés les valeurs suivantes pour ces quatres ), le copolymères: Le batch 50/50 ( Batch75/25 ( ), le Semibatch-2,2 ( ), le Semibatch- 4,3 ( ).

Fig 8. Courbes maitresses des copolymères gradients synthétisés en batch

Ces valeurs montrent clairement que les matériaux synthétisés en semi batch sont les plus élastiques puisqu’ils possèdent les valeurs du plateau caoutchoutique les plus élevées

IV Conclusion Dans le cadre de ce travail, nous nous sommes intéressés à la synthèse et caractérisation de copolymères à gradient à base d’acrylaye de n-butyle et de methacrylate de méthyle, par voie radicalaire contrôlée par intermédiaire de nitroxydes NMP, appliquant les deux processus en batch et en semi-batch. Le suivi cinétique de ces synthèses réalisées, moyennant les deux techniques H-RMN et SEC révèle qu’elles sont de type contrôlées dans toutes les conditions de synthèses considérées. Le profile gradient de ces matériaux a été confirmé par couplage des techniques SEC/H-RMN, et par application de la technique DSC. Par ailleurs, les techniques de 13C-RMN et HMBC ont été mises à profit pour examiner l’effet des processus de synthèse appliqués sur la microstructure de ces gradients synthétisés.

Fig 9. Courbes maitresses des copolymères gradients synthétisés en semi batch . Ces analyses consistaient à déterminer les propriétés viscoélastiques d’un matériau polymère, à une température choisie, sur une large gamme de fréquences, en nous basant sur le principe d’équivalence tempstempérature. Ce principe repose sur le fait que tout comportement enregistré à une température T0, se reproduit à plusieurs autres températures (à détailler en partie annexe II).

Enfin, des études rhéologiques ont été réalisées à travers l’examen des propriétés thermomécaniques et spéctro-mécaniques de ces matériaux. Nous avons 255

N. Cherifi, A. Benaboura, A. Khoukh, M. Save, C. Dérail, L. Billon constaté que les propriétés physiques de ces matériaux dépendent fortement du processus de synthèse appliqué qui a un effet direct sur la composition finale du gradient et les poids moléculaires correspondants.

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256


Polylactic acid/cellulose whisker nanobiocomposites modified by polyethylene oxide Tassadit Aouat 1, Mustapha Kaci1, Alain Dufresne2 1. 2.

Laboratoire des Matériaux Organiques, Faculté de la Technologie, Université Abderrahmane Mira, Bejaia 06000, Algeria. Grenoble Institute of Technology, The International School of Paper, Print Media and Biomaterials (PAGORA), 461 rue de la Papeterie, BP65, and 38402 Saint Martin d’H_eres Cedex, France.

ABSTRACT Polymer composites from polylactic acid (PLA) and cellulose nano-whiskers were prepared and characterized. The CNW was obtained by acid hydrolysis of microcrystalline cellulose (MCC) and the nanocomposites were prepared by incorporating 3, 5 and 9 wt% of the different CNW content into a PLA matrix, using compounding extrusion. To enhance the compatibility of the cellulose nano-whiskers with PLA matrix, a surface treatment based on polyethylene oxide (POE) was performed. The atomic force microscopy has confirmed the separation of individual crystallites or whiskers, after the acid hydrolysis process. The effects of cellulose nanowhiskers on the microstructure behavior of poly (lactic acid) (PLA) matrix have been investigated in this study. The FTIR result suggests that the interaction between CNW and the PLA is physical rather than chemical in origin. Furthermore, the DRX showed a gradual increase of the crystallinity of PLA/CNW-POE nanocomposites samples with increasing the CNW- POE content.

Keywords: nonobiocomposites, nano-whiskers of cellulose, cellulose, CNW offer many advantages such as high reactivity, renewability, biodegradability, and natural abundance. In addition, the unique combination of their impressive mechanical properties with their nanoscale dimensions and high aspect ratio gives them all qualities required for ideal filler agents used in polymer-based composites [1]. The polymer biodegradable used in this study is the Polylactide (PLA). Currently, PLA represents the most representative biodegradable and biobased polymer on the market and is cost-competitive with respect to conventional nonbiodegradable polymers like poly(ethylene terephthalate) (PET). Because of its relatively low cost, versatility, and large array of properties, PLA has rapidly become the most industrialized biosourced polyester in the world [4]. The tensile strength and tensile modulus of PLA are 50–70 MPa and 3–4 GPa, respectively.

I. INTRODUCTION Over the past years, much attention has been paid to bioplastics as an answer to the environmental issues and the depletion of fossil resources that our society is facing today. Thus, a novel category of materials has been developed, often reported as “environmentallyfriendly” because they are biodegradable, harmless toward the environment, and produced from renewable resources with low energy consumption [1]. But the application of these biopolymers was always restrict by theirs poorly mechanical and thermal properties and need to be modified to be competitive to petroleum based polymers in question of performance and cost [2]. Nanoscale reinforcements have strong promise in designing ecofriendly green nanocomposites by combining (natural/bio) fibers with biodegradable polymers [3].

The incorporation of cellulose nanowhiskers is promising for improving the mechanical properties, thermal stability and barrier properties of PLA. Nevertheless, processing such a system faces many obstacles mainly related to interfacial incompatibility between the hydrophobic PLA matrix and the hydrophilic CNW. In fact, CNWs’ hydrophilic nature makes them poorly dispersible in hydrophobic matrix or in common nonpolar solvents, and thus aggregations of CNW occur. In addition, irreversible agglomeration of CNW as result of strong hydrogen bonds is obtained upon drying; consequently, CNWs have to remain dispersed in aqueous medium after the acid-hydrolysis treatment aggregation [2], [5]. Finally, they present low thermal stability when heated at moderated

In recent years, many studies have been carried out into polymer nanocomposites by combining various types of these reinforcement materials and polymer matrices. At the same time, the properties of the resulting polymer nanocomposites have also been investigated. Among these nanoparticles, the attraction for cellulose nanowhiskers (CNW) as nanofillers in polymer matrices has largely increased over the past decade, as indicated by the flourishing literature. CNWs are rod-like nanoparticles (average length ૫100 nm and diameter ૫10 nm depending on the cellulose source) obtained by acid hydrolysis of cellulose fibers. As derived from 257

Tassadit Aouat , Mustapha Kaci, Alain Dufresne stirring for 130 min. The excess of sulphuric acid was removed by repeated cycles of centrifugation, 10 min at 10,000 rpm at 4°C (SIGMA laboratory centrifuges 6K15). For each run the supernatant was removed from the sediment and was replaced by deionized water and redispersed using Ultra Turrax T25 homogenizer for 5 min at 13,000 rpm to avoid aggregates. The centrifugation continued until the supernatant became turbid. After the centrifugation the suspension containing cellulose nanowhiskers was dialysed against deionized water for 6 à 7 days to remove remaining acid. The obtained sample was exposed to three intervals of sonification (Branson Sonifier 250) in an ice bath, each lasting for 2 min. Finally, to avoid microbial growth, few drops of chloroform were added to the whisker suspension which was stored at 4°C the resulting product is a stable suspension of cellulose nano-whiskers. The stability of the suspension results from the sulphate groups created during the hydrolysis treatment when using sulphuric acid [9].

temperatures, which prevent their processing with methods involving heat [3]. All of these issues limit the processing of CNWbased nanocomposites to wet processing methods such as solution casting, which was extensively studied. It will be important to develop new processing techniques which will be possible to use industrially. Until now, few reports are available on processing of bionanocomposites with matrices like PLA reinforced with cellulose whiskers by melt compounding technique [6]. The objective of the present work was to prepare nanobiocomposite PLA/nano-whiskers of cellulose by melt extrusion technique. The CNW were extracted from commercially available grade of MCC using hydrolysis acid process. Different microscopic techniques Scanning Electron Microscopy, Fourier transform infrared spectroscopy, Atomic force microscopy and X-ray diffraction were used to study the structure of the whiskers and composites.

II.3. Cellulose nano-whiskers (CNW) modification

II. MATERIALS AND METHODS

In this study, to improve the dispersion of cellulose nano-whiskers within the hydrophobic PLA, this load was physically impregnated with PEO. So, a 1.25 wt% aqueous solution of PEO5million was magnetically stirred for 4 days, shielded from light and in a closed recipient to avoid evaporation. It is important to note that the mixture was stirred slowly, so as not to break the polymer chains. After the PEO was fully dispersed, known quantities of aqueous cellulose whiskers suspension were added to obtain a suspension containing 20% of POE and 80% of CNW. This suspension was magnetically stirred for 60min and freeze-dried. So they could then be crushed into fine particles and used in an extruder.

II. 1. Materials II. 1.1. Matrix Poly (lactic acid) (PLA), Biomer L9000, was supplied by Biomer,Forst-Kasten-Str ,Germany. The material has a density of 1.25 g/cm3, glass transition temperature (Tg) of about 60 °C and melting point of 160°C. The PLA has an average molecular weight Mw =220,000 g/mol and a Newtonian viscosity of about 870 Pas at 190 °C. The polymer was used as received II. 1.2. Reinforcement Microcrystalline Cellulose (MCC), Avicel PH 101, was supplied by Sigma-Aldrich. Avicel PH 101 is commercially available and was used as a raw material for the production of cellulose nanowhiskers(CNW). It is pure microcrystalline cellulose and the particle size is between 10 and 15 µm.

For the preparation of cotton cellulose whiskers reinforced PLA nanocomposites without compatibility agent as reference material, pure aqueous suspension of cellulose whiskers was freeze-dried.

II. 1.3. Chemicals

II.4. PLA nanocomposite film preparation

Poly (oxyethylene) (POE) was purchased as a white powder from Sigma-Aldrich. The POE used in this study is characterized by an average molecular weight Mw = 5 × 106 g/mol and a melting point of 65°C, it was used as compatibility agent to functionalized the cellulose nanowhiskers surface, and as processing aid to decrease the viscosity of the system.

The nanocomposites were manufactured by melt extrusion using the twin-screw DSM Micro 15cc compounder. The simples were made up by mixing 10g of both PLA functionalized cellulose nano-whiskers, as well as pure PLA. The formulations of prepared materials are presented in Table.I. The components were introduced in the heated mixing chamber and melted at 160°C.The mixing speed was 60rpm for 5min. After the 5minute melting process, the sample was extruded as a thin film at 165°C with the screws rotating at 100 RPM. As the film was extruded, it was wound onto a two barrel system which utilized the torque of the 1st barrel to drive the 2nd one. The extrusion sample was wound on this system until all 10g had been forced through the die. The films obtained were with a thickness of

Sulfuric acid 95–97% from Sigma-Aldrich was used during the CNW production. II.2. Cellulose nano-whiskers (CNW) production Cellulose whiskers were prepared by sulfuric acid hydrolysis, in aqueous media, according to the literature methods [7], [8]. Thus, The MCC was treated with sulfuric acid (64 wt%) at 44 °C with strong mechanical 258

Tassadit Aouat, Mustapha Kaci, Alain Dufresne approximately 250 µm and width of 5cm. The film was coded as PLA/CNW-POE.

III. RESULTS AND DISCUSSION III.1. Morphology of the MCC and CNW

TABLE I

The original structure of the MCC used in this investigation was observed by a scanning electron microscope (SEM). As can be observed in Fig. 1 the MCC is as an aggregation of a large number of crystallites with voids and pores in between and that the fiber dimensions are of the order of micrometers. The MCC, for its aggregate composition, needs to be swelled or isolated before processing to nanocomposites [6] , thus the acid hydrolysis with H2SO4 was used to reduce the sizes of these particles. During sulfuric acid hydrolysis, the amorphous regions of cellulose act as structural defects and are responsible for the transverse cleavage of the microfibrils into short monocrystals [10].

FORMULATIONS OF PREPARED MATERIALS DURING PROCESSING AND THE FINAL COMPOSITION (% BY WEIGHT) PLA

CNW

POE

(%wt)

(%wt)

(%wt)

PLA

100

0

0

PLA/CNW-POE(3%)

96,25

3

0,75

PLA CNW-POE(5%)

93,75

5

1,25

PLA CNW-POE(9%)

90

9

2

Material

II.5. Characterization II.5.1. Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR) Fourier transform infrared spectra were recorded using a Perkin-Elmer PARAGON 1000 FTIR spectrometer. The simple powders (MCC, CNW Untreated, CNW-POE) as well as all the PLA nanocomposite films were analysed. The powders were measured with a KBr-pellet method, and the films were scanned with Smart OMNT reflection accessories. FTIR spectral analysis was performed within the wave number range of 400–4000 cm−1.

Fig.1. SEM picture of MCC. a) overview and b)

detailed

view

To confirm the separation of individual crystallites or whiskers, a diluted suspension was observed using AFM and is shown in Fig. 2. The figure shows separated cellulose whiskers in nanometer scale. The fibers obtained from MCC were rod-like particles with an irregular shape and size, they were found to have an average diameter and length of 34 nm and 333nm, respectively. Therefore, the average aspect ratio (length/diameter) of these whiskers being approximately 10. This value is in agreement with pioneering works, reported by Dufresne’s group, using the similar cellulose whiskers extracted from cotton [11].

II.5.2. X-ray diffraction analysis (XRD) The samples were analysed using an X-ray diffractometer (D8-Advance Bruker AXS GmbH) at room temperature (RT) with a monochromatic CuK_radiation source (λ = 0.1541 nm) in the step-scan mode with a 2θ angle ranging from 1,5 to 50° with a step of 0.06 and scanning time of 5min. II.5.3. Atomic force microscopy(AFM) To confirm the effectiveness of MCC hydrolysis the AFM techniques are used to image the cellulose nanowhiskers obtained after this process. The measure was performed using an AFM Multimode (DI,Veeco, Instrumentation Group) in tapping mode with Multi 130 tips. A drop of CNW suspension was deposited on a mica substrate (split with adhesive tape) and dried for a few minutes at 40°C.

Fig. 2. AFM images of CNW: (a) in amplitude image, (b) in height image

II.5.4. Scanning Electron Microscopy (SEM) Scanning electron microscopy (SEM) was also used to characterize the MCC. The SEM used was an ESEM Quanta 200 (FEI).

III.2. FTIR analysis III.2.1. FTIR analysis of MCC, CNW and CNW-POE powders The FTIR spectra of the original MCC, CNW and CNW-POE are illustrated in Fig. 3. According to this 259

Tassadit Aouat , Mustapha Kaci, Alain Dufresne spectrum the following common peaks for the three spectrum are recorded: absorption peaks are mainly assignable to O- H stretching vibration at 3700–3000 cm−1 (with typical sharpening at 3411cm−1), symmetric and asymmetric C-H stretching vibration of aliphatic chains at 2900 cm−1 [12],[13]. The peak around 1642 cm−1 in all spectra corresponds to the absorption of water [14], while the absorption at 1060 and 898 cm-1 observed in the tree spectra refers to the C- H stretching vibration of C-O and the structure of the cellulose component [15].

a)

1,0

PLA PLA/CNW-POE(3%) PLA/CNW-POE(5%) PLA/CNW-POE(9%)

0,8

1080 cm-1

Absorbance

0,6

1181 cm-1 1045 cm-1

0,4

1129 cm-1

0,2

867 cm-1

1267 cm-1

1454 cm-1

956 cm-1 0,0

Compared with the FTIR spectra of MCC, a few changes can be observed in that of CNW as a result of the chemical treatment, indicating that the chemical groups in the resulting CNW were stable [16].

1500

1400

1300

1200

1100

1000

900

800

-1 Wavelenth(cm )

b)

0,8 PLA PLA/CNW-POE(3%) PLA/CNW-POE(5%) PLA/CNW-POE(9%)

−1

1747 cm-1

0,6

Absorbance

Only the small peak at 1205 cm in the spectrum of CNW is related to S=O vibration, due to the esterification reaction which occurred in the hydrolysis process, as reported in previous literature [17], [18].

0,4

0,2

Furthermore, comparison the pure CNW, the FTIR Spectrum of CNW-POE showed few characteristics absorption bands of POE such as weak peaks at 1256 and 1484cm-1, which were characteristics of symmetric and asymmetric twisting and bending of POE CH2 group, respectively. However, the others absorption assigned to POE were masked by those of the CNW. According to these results, no new chemical bonds appear after CNW modification, suggesting that the interaction between CNW and the POE is physical rather than chemical in origin. The strong hydrogen bonding does occur between the hydroxyl groups present at the surface of the cellulose whiskers and the oxygen atom present in the PEO chain.

0,0 1600

1650

1700

1750

1800

1850

1900

-1 Wavelenth(cm )

c)

5 PLA PLA/CNW-POE(5%) PLA/CNW-POE(9%) PLA/CNW-POE(3%)

0,4

4 0,3 0,2

3

0,1 0,0

2

-0,1 3400

3300

3200

3100

1

1,4

0

MCC CNW CNW-POE

3411

1060

-1 3800

1,2 2900

3600

3400

3200

3000

2800

2600

Absorbance

1,0 1642

898

Fig.4. FT-IR spectra of neat PLA and PLA nanocomposite. (a): 1500800 cm-1; (b): 1900-1600 cm-1 and (c):3800-2600 cm-1.

0,8 0,6 1205

0,4

<

0,0 4000

III.2.2. FTIR analysis of PLA nanocomposite films

= 1256

0,2

3000

2000

Attenuated total reflections (FTIR) of PLA nanocomposite films as well as the PLA film are shown in Fig. 4. For more illustrations this spectrum is recorded respectively in three different regions, i.e. 8001500 cm-1, 1600-1900 cm-1 and 2600-3400 cm-1. In the first and the second region, the ATR–FTIR spectra show that PLA composite films exhibited almost the same FTIR spectra as the PLA film, and the absorption

1000

Wavelenth(cm-1)

Fig.3. FT-IR spectra of MCC, CNW and CNW-POE

260

Tassadit Aouat, Mustapha Kaci, Alain Dufresne amorphous regions of cellulose and allow the hydrolytic cleavage of glycosidic bonds, which eventually releases individual crystallites. In addition, during the preparation of cellulose nanocrystals the growth and realignment of monocrystals may occur in parallel and thus can improve the cellulose crystallinity [24], [25]. This phenomenon could explain the narrowing of the diffraction peaks.

assigned to CNW, such as the peak located at 1060 and 898 cm-1 (fig.3), are not detected. This can be imputed to PLA bands which could mask typical CNW vibrations. A similar phenomenon has been noted in the CNW reinforced alginate nanocomposite film [12] So, the characteristic absorption bands appeared between 800 and 1900 cm-1 are essentially those of the PLA matrix and are the following : 1454, 1382 and 1361 cm-1 assigned to -CH-deformation including symmetric and asymmetric bends, 1267, 1181, 1128 and 1045 cm-1 attributed to –C-O- stretch and 867 cm-1 assigned to –C-C- stretch. The second region (16001900 cm-1) exhibits a large absorption band centred at λmax=1747 cm-1 which corresponds to ester groups.

Furthermore, the crystalline characteristic of CNWPOE was very similar to that of CNW, with only difference which is the appearance of POE diffraction peak’s at 2θ=19. This provides evidence which further support that the impregnation of POE only happened on the surface of CNW nanoparticles.

Furthermore, the third region shows two absorption bands centred at 2996 and 2946 cm-1 assigned to -CHstretch. However, in this region the IR spectra of the PLA composite films exhibit the typical band of cellulose: the –OH stretching of intramolecular hydrogen bonds at 3400 and 3100 cm-1. The intensity of those peaks are weak, this can be attributed to the relatively low content (≤9wt%) of nanowhiskers within the PLA matrix. As expected, with an increase of CNW content, the absorption assigned to the -OH stretching, gradually became stronger. These data are in agreement with pioneering works [12], [19], [20].

8000 MCC CNW CNW-POE

Intensity

6000

4000

2000

0

III.3. X-ray diffraction analysis (XRD)

20

40

60

80

2- ;

III.3.1. DRX analysis of MCC, CNW and CNW-POE powders

Figure.

5. XRD patterns of MCC, CNW and CNW-POE

III.3.2. DRX analysis of PLA nanocomposite films

The X-ray diffraction patterns recorded for the original MCC, cellulose whiskers obtained after the sulfuric acid hydrolysis and CNW-POE are shown in Fig. 5. Each diffractogram displays tree well-defined peaks around 2θ=15.5°, 22.6°, and 34.5°. According to previous study [21], these peaks were assigned to the typical reflection planes of cellulose I 101, 002 and 040 respectively. The crystalline structure of cellulose is due to hydrogen bonding interactions and Van der Waals forces between adjacent molecules [14].

The effect of the CNW content on the crystallisation of PLA in the nanocomposites were investigated further using XRD. The XRD patterns of pure PLA and nanocomposite mats are shown in Fig.6. According to these patterns, neat PLA was mainly comprised of the amorphous polymer structure, and the crystalline characteristic was ambiguous, a similar observation was reported by [26], [27]. Moreover, the PLA nanocomposite with the lowest loading level of 3 wt % CNW- POE showed a diffraction pattern similar to that of neat PLA film. However, with an increase in the CNW- POE content, the crystalline character assigned to the cellulose nanocrystals in the nanocomposite system was more clear and definite, with appearance of two peaks around 2θ=15.5°and 22.6°. The intensity of these peaks showed a gradual increase with an increase of the CNW- POE content that correlated to the increase of crystallinity of the samples.These results are in agreement with pioneering works, reported by Kazi’s group, using the same matrix and charge [28]

By comparing the intensities of the diffraction peaks of MCC and CNW, it is possible to determine a change in crystallinity. The intensity of the peaks in the diffractogram of the CNW was significantly higher compared to the peak intensities in the diffractogram of MCC. Thus, the crystallinity had increased as a result of the acid hydrolysis treatment. This indicated that the microcrystalline cellulose contained both crystallites and also amorphous regions, which were removed by the acid hydrolysis. This type of observation was reported by [22] during the preparation of the CNW from the MCC, and [23] had reported that the crystallinity degree increased with the transformation of micro to nanofibrils. According to [14] during the hydrolysis process, hydronium ions can penetrate the more accessible 261

Tassadit Aouat , Mustapha Kaci, Alain Dufresne

8000

[2]

Intensity

PLA PLA/CNW-POE(3%) PLA/CNW-POE(9%) PLA/CNW-POE(5%) 6000

[3]

4000

[4]

[5]

2000

[6] 0 10

20

30

40

50

2θ(°) Figure. 6. XRD patterns of PLA film and PLA/CNW-POE nanocomposites films containing various CNW-POE contents.

[7]

IV. CONCLUSION [8]

The goal of this work was to identify new and commercially available sources for cellulose whiskers and to develop a new processing technique for the preparation of cellulose based nanocomposites. The results showed that MCC can be used as a starting material for the preparation of cellulose nanowhiskers. MCC contains a large number of whiskers which are aggregated by the strong hydrogen bonds between the individual cellulose crystallites and can be separated using a suitable chemical and mechanical treatment. In this study, hydrolysis acid was used as separation process. The hydrolysis process efficiency was evidenced via a combination of scanning electron microscopy (SEM) and Atomic force microscopy (AFM); AFM images of CNW shows separated cellulose whiskers in nanometer scale. The fibers obtained from MCC were rod-like particles with an irregular shape and size, they were found to have an average aspect ratio (length/diameter) of 10. The FTIR analysis showed that chemical groups in the resulting CNW after acid hydrolysis were stable. Furthermore, it was found that the extrusion process of the CNW suspension is a promising way to produce cellulose nanocomposites. The DRX study confirmed that cellulose whiskers remained as crystallites after melt extrusion process and its crystalline structure was maintained after modification with polyethylene oxide. Moreover, the crystalline properties of all nanocomposites were elevated.

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263


Durabilité des matériaux cimentaire face à la lixiviation ; Choix de protocole d’essai. Sekhal Adjel Ahmed1, Boukli Hacene M.A1, Ghomari Fouad1 1.

Laboratoire EOLE, faculté de technologie, université de Abou Bekr Belkaid Tlemcen, Algérie

RESUME La durabilité des structures en béton face à la lixiviation est un facteur important dans le domaine du génie industriel comme les ouvrages hydrauliques. Des nombreux travaux expérimentaux et menés ces dernières années pour assimiler et comprendre le phénomène de lixiviation. Les difficultés ont consisté à concevoir des dispositifs expérimentaux d’essais accélérés représentatifs et efficaces, dans ce travail, on va exposer plusieurs modes opératoires porté sur les pâtes de ciment, aux mortiers et enfin aux bétons, pour le mécanisme de la lixiviation sur la matrice cimentaire.

Mots clés: Durabilité, lixiviation, béton, essais accélérée. La lixiviation des bétons en contact surtout avec un milieu acide mène à la dissolution de la pate cimentaire comme la portlandite (équation 2) et la diffusion des ions de Ca2+ vers l’extérieur sous l’effet d’un fort gradient de concentration. La dégradation progressive provoque la dissolution des hydrates, en premier lieu la portlandite (Ca(OH)2), ensuite les autres hydrates tels que les aluminates de calcium, les monosulphoaluminates de calcium hydratés, l’ettringite et les C-S-H silicates de calcium hydratés se décalcifient.

I. Introduction Le phénomène de lixiviation correspond la dissolution de la portlandite de la pate cimentaire au contact d’un milieu agressif, ces derniers peuvent être variés, les acides minéraux ou organiques en contact avec le béton (pH<7), l’eau pure et même l’eau douce (pH=7), ces milieux fluides présentent un caractère acide par rapport a la solution interstitielle basique du béton ou le pH est d’ordre 13 (équation 1) à cause des hydrates et ça richesse en calcium. Le mécanisme de lixiviation se fait par ce gradient de concentration entre l’extérieur (eau agressif acide) et l’intérieur du béton (solution interstitielle basique). Les espèces lixiviées principales sont les ions de calcium ca2+ et les hydroxydes OH-. [OH-]=10-14+pH -

III.Essai de lixiviation sur le béton : III.1. Lixiviation simple: Nous appelons lixiviation « simple » le processus de dégradation du béton par l’eau (faiblement ou totalement déminéralisée). L’eau pure présente un milieu agressif par rapport au béton qui a un caractère basique si nous comparons le pH, ce gradient de concentration entraine la diffusion des ions, des alcalis en premier temps, puis Ca2+ et OH-, de la solution interstitielle vers l’extérieur. Plusieurs essais de lixiviation/hydrolyse sont utilisés en laboratoire pour quantifier la décalcification de la pate de ciment et alimenter les modèles de prédiction. Les résultats sont généralement utilisés pour des applications spécifiques comme le stockage profond des déchets réactifs ou la tenue des bétons en ambiance agricole. En absence de normes ou de recommandations, plusieurs essais de lixiviation/hydrolyse avec des eaux pures ou peu chargées sont pratiqués sur pate, mortier ou béton [1], [2]. Ces essais ont comme point commun le maintien d’un pH constant, la plupart du temps égal à 7, par addition d’acide, passage sur une résine échangeur d’ions, ou renouvellement de la solution agressive, mais sont différents par les rapports surface d’échantillon/volume de solution agressive utilisé. Généralement, ils se font à 20 oC, voire à des températures supérieures, durant

(1)

+

OH + H3O → 2 H2O 2+

Ca(OH)2 → Ca + 2OH

(2) -

(3)

II. Le mécanisme de lixiviation : Il y a plusieurs mécanismes de lixiviation du béton par l’action du milieu agressif, et le phénomène repose sur deux grands aspects : - Aspect Physique : permettant le transport des ions (Ca2+) sous l’effet du gradient de concentration (entre la solution interstitielle de la pate cimentaire et la solution agressive) par diffusion ou perméabilité. - Aspect chimique : la variation des concentrations de la solution interstitielle du béton saturé ou non saturé provoque le processus de dissolution. - Et il existe un 3ème aspect, par exemple dans une infrastructure de stockage des déchets, nous avons le comportement mécanique qui peut se couplé avec les autres aspects physico-chimique. 264

A. A. Sekhal, S.M.H. Boukli, F. Ghoumari plusieurs mois et conduisent à des épaisseurs dégradées relativement faibles (de l’ordre de 3 mm en un an) III.2. Lixiviation accélérée : Concernant la lixiviation de la matrice cimentaire, nous remarquons la dissolution des hydrates de la phase solide et la diffusion des espèces vers le milieu extérieur. Le processus de lixiviation simple est très long. D’après Adenot (Adenot 1992), pour obtenir 4 cm d’épaisseur dégradée sur une pâte de ciment de rapport E/C égal à 0,4 avec de l’eau déminéralisée, il faudrait 300 ans. Accélérer cette dégradation provoque l’amplification de la lixiviation, ce processus est possible par application d’un champ externe électrique (Figure 1), induisant une convection forcée des ions, par un gradient de pression hydraulique (transport forcé qui devient prépondérant par rapport à la diffusion), l'augmentation de la température de la solution agressive qui accélère le processus de diffusion ou encore par déplacement des équilibres chimiques solide/liquide sous l’effet de gradients physiques (température) et/ou chimique (pH, concentration). Donc, pour avoir une accélération, il faut accélérer soit le processus de dissolution soit le processus de diffusion. Il y a trois pistes que nous pouvons suivre: Le transport force des ions par l'application d'un champ électrique [3], [4]. ou d'une pression hydraulique [5]. L'accélération de la diffusion des ions par augmentation des gradients de concentration entre la solution interstitielle et l'environnement (par nitrate d’ammonium [6]). L'augmentation de la température de la solution agressive qui accélère le processus de diffusion [7]. Accélération par application d’un champ électrique : L’utilisation d’un essai accéléré sous champ électrique (Figure 1) forçant la lixiviation du calcium par migration, similaire au protocole LIFT (Leaching Induced by Forced Transport) proposé par le chercheur japonais Saito en 1999 et repris dans plusieurs recherches [3], [4], [8]. En effet, son mécanisme original n’est alors plus de nature uniquement diffusive mais aussi convective, ce qui se traduit par une cinétique de lixiviation proportionnelle au temps t et non plus en une loi en racine carrée de t.

Accélération par application d’un gradient de pression: Tomas Ekström [5] a utilisé la pression hydraulique dans ces tests de lixiviation sur les bétons (Figure 2). L'opération consiste à injecter sous pression de l'eau dans le matériau. Si la pression est suffisamment importante, le transport par diffusion ionique devient négligeable. Mais l'application de ce principe aux matériaux cimentaires est difficile. Les faibles propriétés de perméation nécessiteraient l'application d'une pression importante pour réellement accélérer le mécanisme de transport global des ions.

Figure 2 : cellules d'essai avec entrants et sortants tubes d'eau et de collecte des navires pour (a) des éprouvettes de 150 mm de diamètre et pour (b) éprouvettes 45 mm de diamètre [5].

Accélération par application d’un gradient de concentration : Essais de lixiviation au nitrate d’ammonium (DANA): Les essais de lixiviation sous eau pure étant relativement lents, des essais accélérés utilisant une solution agressive à base de nitrate d’ammonium ont été développées. Ces essais, basés aussi sur le déplacement des équilibres chimiques solide/liquide, sont effectués aussi bien sur pates, que sur mortier et bétons (tableau 1). Tableau 1: Facteurs d’accélération au nitrate d’ammonium sur pate de ciment entre une dégradation en eau pure et une dégradation accélérée au nitrate d’ammonium DANA [9]. eau DANA Facteur pure d’accélération A temps 0,15 1,5 mm Sur l’épaisseur équivalant 1 mm dégradée x10 jour A épaisseur 100 1 jour Sur le temps dégradée jours x100 équivalente pour 1,5 mm Principe d’essai (DANA): La durée de l’essai est de 60 jours d’après [10], elle consiste à dégrader, de façon accélérée, un échantillon de béton cylindre (Ø 80 et d’épaisseur 20 mm) en

Figure 1 : Principe de l’essai de lixiviation accélérée LIFT [8].

265

A. A. Sekhal, S.M.H. Boukli, F. Ghoumari l’immergeant dans une solution de nitrate d’ammonium de concentration 1 mol/L (Figure 3). Les ions ammonium réagissent avec les ions hydroxyde issus de la dissolution de la portlandite Ca(OH)2, d’où une formation d’eau et un dégagement d’ammoniac sous forme gazeuse. La lixiviation de la portlandite induit une augmentation du pH de la solution. Un contrôle régulier du pH est effectué (dans les trois premiers jours toutes les heures ensuite tous les jours), la solution est renouvelée quand le pH atteint la valeur de 8,3. La concentration en calcium dans la solution est déterminée par spectroscopie d’absorption atomique, et tracé la courbe de la quantité totale de calcium lixivié (en mmol/dm²) en fonction de la racine carrée du temps (en jours1/2). Après 60 jours, l’échantillon est retiré de la solution de nitrate d’ammonium. Afin de déterminer l’épaisseur dégradée par un indicateur de pH, une solution de phénolphtaléine est pulvérisée sur une fracture fraîche longitudinale de l’échantillon.

Figure 4 : Schéma de principe de l’essai de lixiviation a pH constant [11]. Principe d’essai (DEP): L’essai à pH constant consiste en immerger un échantillon de béton pendant 60 jours dans une solution régulée de pH = 5,0, par une solution d’acide nitrique HNO3 de concentration 0,5 mol/L schématisé dans la figure 4. Deux dispositifs identiques ont été mis en place, afin de pouvoir étudier la répétabilité de l’essai (figure 5). Un bullage d’azote dans les solutions vise à éviter la carbonatation ([12]. La solution est renouvelée tous les 30 mL d’acide ajoutés et dosée pour déterminer sa concentration en ions calcium. L’évolution de la quantité d’acide ajoutée permet d’évaluer la quantité d’ions hydroxyde lixivié. Les quantités cumulées d’ions hydroxyde et calcium lixivié permettent de déterminer les cinétiques de lixiviation.

Figure 3 : Photo du montage de dégradation accélérer par lixiviation au nitrate d’ammonium [6]. Essais de lixiviation à pH constant (DEP): Dans l’essai a pH constant, l’échantillon de béton est immergé pendant au moins 60 jours dans 1,5 L de solution régulée à pH = 5 par ajout d’acide nitrique (Figure 4). Tous les 30 ml d’acide ajoutés, la solution est renouvelée et dosée par spectroscopie d’absorption atomique (CERIB). Les quantités d’acide ajoutées et d’ions calcium passés en solution donnent accès aux cinétiques de lixiviation, et l’épaisseur dégradée peut être évaluée en fin d’essai après pulvérisation de phénolphtaléine sur une section de l’échantillon.

Figure 5 : Photo des deux dispositifs expérimentaux de lixiviation à pH constant [12]. III.3.Choix du l’essai performantielle : D’après E. Rozière la cinétique de lixiviation sur trois bétons de base CEM I 52.5 est déterminée à partir des graphes des figures 6 et 7, et les résultats associés aux indicateurs dans le tableau 2. L’arrêt prématuré de l’essai DANA sur le béton S3 est dû à la désintégration 266

A. A. Sekhal, S.M.H. Boukli, F. Ghoumari de l’échantillon, vraisemblablement causée par les composés potentiellement expansifs (en fonction du taux de saturation) issus de la réaction entre le nitrate d’ammonium et la portlandite.

Tableau 2. Bétons B4, B5, S3. Résultats des essais de lixiviation de l’étude préliminaire [12]. . Essais

Composition

DEP

DANA

B4 B5 S3 B4 B5 S3

Epaisseur dégradée en mm

Quantité d’ions de calcium lixiviés à 60j. (mmol/dm2)

1 0.5 0.5 9 9

52.0 42.4 28.9 202 189 211

I.V. Conclusions La revue bibliographique a permis de mettre en évidence des essais performantiels susceptibles d’être utilisés, l’essai de lixiviation au nitrate d’ammonium est la plus couramment utilisé. L’étude préliminaire a permis de choisir l’un des deux essais, sur des critères de sensibilité et de fiabilité. Afin de mettre en évidence les difficultés liées au choix des indicateurs associés à l’essai, une étude expérimentale a été menée sur des bétons de compositions très variées.

Figure 6. Lixiviation à pH constant (DEP). Quantités d’ions calcium lixiviés [12].

La lixiviation est un phénomène de diffusion-réaction qui a lieu quand le béton est exposé aux acides ou en contact avec l’eau pure, douce ou minéralisé. La dégradation consiste en dissolution des ions de calcium Ca2+ et d'hydroxyde OH- hors de la matrice cimentaire. Comme l'essai de lixiviation simple dure très longtemps, on utilise des techniques de dégradation accéléré. Parmi ces techniques, la méthode électrochimique (LIFT), l’essai accélérer par un gradient de pression, et la méthode de lixiviation au nitrate d'ammonium qui s'avère la plus efficace. Elle permet de reproduire les phénomènes de décalcification avec un facteur d'accélération de l'ordre de 100, les approches simplifiées sont alors recommandées. La lixiviation peut engendrée une augmentation des propriétés de porosité et de transport du béton extérieur, et une chute de la performance mécanique, cette pathologie dans la nature peut être couplée avec d’autres phénomènes tels que les chlorures, les attaques sulfatiques, ions de magnésiums, carbonatation, attaques des acides organiques …etc.

Figure 7. Lixiviation au nitrate d’ammonium (DANA). Quantités d’ions calcium lixiviés [12]. En outre, l’essai DANA semble moins sensible aux différences de performances entre matériaux que l’essai DEP, quel que soit l’indicateur (tableau 2). Cela reste cohérent avec les résultats d’essais réalisés dans les mêmes conditions, qui permettaient également de constater que le rapport des cinétiques associées aux deux mo des opératoires est très variable. L’essai de lixiviation à pH constant sur le béton S3 a été doublé, afin de confirmer les résultats de l’étude préliminaire.

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268


C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS

Effect of plastic strain of nickel single crystal on the equilibrium state of hydrogen in surface and subsurface C. LEKBIR1, J. Creus1, R. SABOT1, X. FEAUGAS1 1.

Laboratoire des Sciences de l’Ingénieur pour l’Environnement - LaSIE FRE-CNRS 3474, Université de La Rochelle, Pôle Sciences et Technologies, Av. Michel Crépeau, 17042 La Rochelle, cedex1, France

ABSTRACT Hydrogen Evolution Reaction (HER) and Hydrogen Absorption in subsurface (HAR) share mostly the common intermediate: the adsorbed hydrogen (Hads). The HER pathway on nickel (100) single crystal surfaces in sulphuric acid medium can be related by a Volmer-Heyrovsky mechanism. The corresponding elementary kinetic parameters as symmetry coefficients, activation enthalpies, number of active sites, have been identified via a thermokinetic model using experimental data. These parameters can be affected by defects associated with plastic strain. Irreversible plastic strain modifies the density and the distribution of storage dislocations affecting the surface roughness at atomic scale and generating additional active adsorption sites. Furthermore, surface emergence of mobile dislocations induces the formation of slip bands, which modify the surface roughness and the electronic state of the surface and increases the (111) surface density. The entry of hydrogen atoms associated to the transfer step surface-subsurface can be measured using a potentiostatic double-step technique (pulse method). This last allowed to characterizing the diffusion and trapping of hydrogen in the subsurface. Two domains can be distinguished, that of the subsurface and that of the bulk of the sample. In this case, the diffusion coefficient near the surface (subsurface) seems to be much higher than that obtained in the bulk of the metal. On the other hand, the application of mechanical stress leads to an increase of traps density. This last, developed near the surface: « subsurface », is lower than that at the bulk of material, which suggest a softening effect in the subsurface.

Keywords: Subsurface, Hydrogen evolution reaction, Hydrogen absorption, Plastic strain. A physical base of the Volmer–Heyrovsky mechanism has been identified with the assumption of Langmuir adsorption isotherm. It was found that the dislocation density and distribution modify hydrogen activity at atomic scale in term of the number of potential sites and the energy associated with adsorption and desorption steps in relation with lines emergences of the stored dislocations in the bulk [11,12]. Despite these studies, the question of the contribution of the mobile dislocations, which emerge at the surface (slip bands) and modify surface properties (roughness, electronic state …); and the stored dislocations, which increase the number of kinks and steps at atomic scale at surface and create preferential diffusion and trapping pathways at the subsurface; on hydrogen activity at the surface and the subsurface stays unknown. Both expression of plastic strain (emergences of slip bands and dislocation lines) affect probably differently hydrogen activity at the surface and the subsurface. Thus the aim of the present work is to study the consequences of the plastic strain on the HER and HAR processes on nickel (100) single-crystal surface in sulphuric acid medium.

I. INTRODUCTION The synergy between plastic strain and hydrogen embrittlement of a metallic material is a multiphysical phenomenon which involves the mechanisms related to the mechanical behaviour of material and the surrounding environment rich in hydrogen [1-3]. Hydrogen embrittlement process is generally caused by the adsorption, the absorption, the diffusion, the transport and the trapping of hydrogen in metallic materials [4]. Hydrogen Evolution Reaction (HER) and Hydrogen Absorption in subsurface (HAR) can be produced in metals by electrochemical or thermal loading [5,6]. The study of these two reactions on metallic surfaces requires the knowledge of the interactions between the hydrogen and the metallic structure: the place of these interactions (adsorption and absorption sites), their nature and their energy [7-10]. Plastic strain of a metal modifies the density and the distribution of the stored dislocations creating preferential diffusion and trapping pathways for hydrogen, but also affects the roughness of surface at the atomic scale and generating additional active sites of adsorption and desorption. Recently a thorough investigation of plastic strain effect on hydrogen evolution reaction (HER) [11], and a first thermodynamic approach proposed to determine the influence of temperature and plastic strain on HER mechanism [12], have been performed on strained and un-strained polycrystalline nickel in 1M sulphuric acid.

III. EXPERIMENTAL The material used in this study is a nickel single crystal (100) with a 99.999% purity and a dislocation density below 1010 m-2, provided by Goodfellow Company. It was obtained by the method of BridgmanStockbarger and appears as cylindrical bar of 1 cm diameter, whose axis of growth is <100>. 269

C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS Crystallographic orientation is checked using electron back scattering diffraction (EBSD OIMTSL) analysis and SEM-FEG Philips with a resolution of 5 nm. Tensile specimens of nickel single crystal (100) were machined by STEEC Company using electro-erosion method. After a meticulous surface preparation described in [11] (mechanical and electrochemical polishing), these specimens are plastically prestrained by uniaxial micro-tensile test in the direction <001> at different levels of plastic shear strain, γp. The tensile tests were performed at room temperature using a micro-tensile testing machine (DEBEN MICROTEST, 5 kN) piloted in movement with a constant strain rate of 5×10−4 s−1. Dislocation organizations were investigated using JEOL JEM 2011 electron microscope operating at 200 kV. Foils for transmission electron microscopy (TEM) were thinned in double twin-jet electro-polisher using electrolytes at the conditions described previously in [13]. The surface morphology were characterized using scanning electron microscopy (SEM) and with atomic force microscopy (AFM), which offer the opportunity to evaluate the height of steps and distances between consecutive steps caused by the emergence of dislocation bands. The electrochemical experiments were carried out in a conventional three electrodes cell [11]. The potentiodynamic measurments have been obtained using a Solartron 1280 potentiostat, piloted by the Corrware software on a potential range between 0 mV/OCP and −800 mV/SHE at a sweeping rate of 0.5 mV/s. Three surface states are analysed: unstrained Ni(100) and Ni(111) (US), strained with suppression of strain bands Ni(100) (SWB) and strained (S) Ni(100) single crystal surfaces. The potentiostatic pulse experiments, were used to generate hydrogen atoms at a constant cathodic potential Ec for a time tc in the range of 2 to 1200s. During this charging period a proportion of the hydrogen atoms diffuse into the electrode interior. At the end of the charging period the potential is stepped to a more positive value EA (a few millivolts of its corrosion potential Ecorr) resulting in an anodic current transient and charge qA associated to the re-oxidation of hydrogen atoms (Fig. 1). Two surface states are analysed: Ni(100) (US) and Ni(100) (SWB). Ecorr

E

EA EC qA i 0 qC

iC tC

t'

^Fig. 1. Variation of current density with potential during

potentiostatic pulse experiments [6].

Results and Discussion II. 1. TEM and AFM characterization The total dislocation densities (ρ) determined by TEM, are measured by a Digital Micrograph™ software using the classic intersection method [13]. The obtained densities are represented as a function of plastic shear strain γp in Fig. 2a. The main dislocation features described at stage I are planar/single slip with a quite homogeneous distribution, the dislocation density mainly associated with mobile dislocations shows a low increase as a function plastic shear strain. Multiple slip and cross-slip occurrence at stage II, induce the formation of heterogeneous dislocation structures (tangles, walls and cells) and a large increase of dislocation density. Typical micrograph obtained at stages II and III (Fig. 2b) shows mainly the structure of cell developed in prestrained Ni(100) in agreement with previous works [11,13,14]. AFM offer the opportunity to evaluate the height of steps and distances between consecutive steps <6> caused by the emergence of dislocation bands. For each strained tensile specimens, these geometric parameters are studied for 10 zones. With this analysis, we could evaluate the evolution of surface excess associated with the emergence of strain bands <:Ap> (additional surfaces associated with slip bands emergence) as follow:

:A / f s

h sin() ) 6 cos( )

(1)

With fs is the fraction of the surface modified by the slip bands emergence (Fig. 3a), ) and are two angles defined on Fig. 3c. This excess increases continuously as a function of the plastic shear strain (Fig. 2a), which means that the initial surface (100) is progressively in competition with (111) surfaces, which results to slip emergence at the surface.

C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS 3,0E+14

2

Tensile axis

2,5E+14 1,5

-2

1,5E+14

1

I Stage II

< > (m-2)

< A P> (10 )

2,0E+14

1,0E+14

Stage III

0,5 5,0E+13

0 0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

(a)

0,8

0,0E+00

(b)

0,9

P

Fig. 2. (a) Total dislocation density > and average values of surface excess <:Ap> generated by plastic strain of prestrained Ni(100) at different plastic strain levels , (b) TEM micrograph of Ni (100) strained at p = 0.50.

(a)

(c)

(b)

Fig. 3. (a) AFM surface topography of strained Ni(100) specimen (p = 0.50) and (b,c) surface profile along a perpendicular line of the first system slip lines.

values of the US samples. Thus the modification of the surface activity in relation with dislocation line emergence seems to be predominant in these regimes. In other words, the activating effect of plastic strain observed in two states (S and SWB) is associated with the increase of dislocations density as a function of p, which allows the emergence of dislocation lines on the surface creating new adsorption sites [11,12]. The deactivation effect of plastic strain observed in S states is attributed to the emergence of (111) plane in relation with the activity of the slip planes. To elucidate the competition of the both effects of plastic strain (slip band and dislocation line emergences) on the rate of HER, a simulation procedure using Volmer and the Heyrovsky model is applied in [12]. To differentiate the effects of energetic order of those associated with the number of adsorption sites we conducted a thermokinetic approach [12] for two unstrained states (100) and (111), and two strained states at γp = 0.50: S and SWB (Table I).

II. 2. Electrochemical characterization II. 2. 1. Effect of plastic strain on HER Fig. 4 shows the evolution of current density j developed during the steps of Volmer (E = -200 mV/SHE), as a function of plastic shear strain for the two types of pre-strained samples S and SWB. The current density evolution is not monotonous as a function of plastic strain. For SWB state (only dislocations lines emergence), when plastic shear strain p increases from 0 to 0.30 (stage I and stage II) j increases to reach a value quite constant of 0.50 (stage III). The evolution of j is well correlated with the one observed for dislocation density (Fig. 2a). For S state (with slip bands emergence), it can be noticed that j decreases in stage I to approach the activity observed for (111) crystallographic orientation. If we consider that slip plan in nickel is (111) plan, the increase of plastic shear strain promotes the density of (111) orientation on the surface in relation with the increase of surface excess <:Ap> (Fig. 2a), which partially explains the evolution of the surface activity. In stages II and III, the evolution of current density vs plastic shear strain seems to be quite similar to the one observed for SWB state. Over p = 0.10 (stage III), the current densities increase and seem to stabilise at values higher than the 271

C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS 3,5E-04 E = -200 mV/SHE

SWB 2,8E-04

Ni (111) 0} {10

0} {10

(100) US

1} {11

1,4E-04

1} {11

S

1} {11

-j(A/cm2)

Ni (100) 2,1E-04

Surface (111) US, electrolytic polishing

(111) US

7,0E-05

0,0E+00 0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

p Fig. 4. Evolution of cathodic current density developed on strained (S) and strained with suppression of strain bands (SWB) Ni(100) single crystal for Volmer adsorption step (E = -200 mV/SHE), at T = 293 K as a function of plastic shear strain.

TABLE I Number of active adsorption and desorption sites of hydrogen ( Γ V , Γ H ), adsorption and desorption energy ( ΔH V* , ΔH H* ) for various surface conditions. Surface state and orientation

Γ V (cm-2)

ΔH V* (kJ/mol)

Γ H (cm-2)

ΔH H* (kJ/mol)

US 100

8.99 × 1014

57

2.74 × 1014

26

SWB 100 (emergence of dislocation lines)

1.26 × 10

15

56

9.62 × 1014

27

S 100 (emergence of strain bands)

9.83 × 1013

50

7.09 × 1013

22

53

13

21

US 111

1.49 × 10

13

1.41 × 10

II. 2. 2. Effect of plastic strain on HAR The comparison between the unstrained states (US) and strained SWB shows clearly that the stored dislocation density (ρ) developed during a simple tensile test increases significantly the number of active adsorption sites of hydrogen ( Γ V ) and desorption sites

Hydrogen diffusion in Ni(100) US without trapping Fig. 5 shows the evolution of current density j developed during potentiostatic pulse experiments (Ec = -350 mV/SHE), as a function of time for the unstrained samples Ni(100) US.

( Γ H ) in accordance with our previous works performed on polycrystalline nickel samples [12]. Thus we confirm on a more simple metallurgical state (without grainboundary and only one crystallographic orientation) that dislocation line emergence on surface induces additional actives sites. This effect cannot easily be described by an analytical approach because some parts of dislocations are rapidly trapped on walls, which induces a screen effect on the additional actives sites process. For more detail on this point the reader can consult our previous results on this subject [12]. On the other hand, the emergence of slip bands increases the density of (111) surface of S state. (111) is the high index surface which presents higher coordinated top sites than (100) surface.

The evolution of anodic current density recorded during the transitional desorption step is illustrated in Fig. 6.

272

C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS opportunity to follow the evolution of the diffusion coefficient as a function of tc, in other words depending on the distance of penetration of hydrogen at the surface, using a coefficient diffusion of hydrogen obtained in the bulk of a nickel membrane D = 2.21 x 10-14 m2/s [15]. Two domains can be distinguished (Fig.7b), that of the subsurface and that of the bulk sample.

2,E-03

j(A/cm2)

0,E+00

-2,E-03

-4,E-03

-6,E-03

Hydrogen diffusion and trapping in the Ni (100) SWB Anodic current densities developed on the samples Ni(100) SWB during electrochemical desorption are shown in Fig. 8. The resolution of the equation (2) in the presence of trapping is given by:

-8,E-03 0

50

100 tc (s)

150

200

Fig. 5. Evolution of current density developed during potentiostatic pulse experiments (Ec = -350 mV/SHE), as a function of time for the unstrained samples Ni(100) US. 2,5E-04 Ec = -350 mV/ESH, EA = -10 mV/OCP, T= 20°C, tc = 5s

j FC s

2

j (A/cm )

2,0E-04

1,5E-04

5,0E-05

0,0E+00 1

t (s)

10

100

Using the values of: k = 0.2 s-1, DSubsurface = 1.05 x 10m2/s, DBulk = 3.5 x 10-14 m2/s and a = 3.52 × 10-10 m (diameter d atom of nickel), we can determine NT in subsurface and in the bulk of Ni (100) if a reasonable estimate of d can be made. Taking d = a, we find after using the equation (6) that NT (Subsurface) = 2.6 x 1021 m-3 and NT (Bulk) = 7.21 x 1021 m-3, that is means that the dislocation density is lower near the surface than in the bulk of nickel and which suggest a softening effect in the subsurface [16].

C 2C (2) D 2 kC 0 t x Where C (x, t) represents the concentration of diffusible hydrogen, and D is the diffusion coefficient and k is a constant trapping. Solving this equation during the desorption step and in absence of trapping (k = 0) is given by:

2,0E-04 2

j (A/cm )

1,8E-04

A FC s D/π

(6)

13

According to the formalism proposed by Pound [6], the diffusion equation can be modified to take into account the hydrogen trapping on dislocations:

j FC s

N T ak / 4πd 2 D

Fig. 6. Anodic current density recorded during the transitional desorption step (T = 293K, Ec = -350 mV/SHE, tc = 5 s), as a function of time, for the unstrained samples Ni(100) US.

# 1 1 D/π ! !" t t t c

(5)

Plastic strain modify the density and distribution of stored dislocations which increases the trap density NT (ρ = 1010 m-2 in the case of Ni (100) US and ρ = 2.7 x 1014 m-2 in the case Ni (100) SWB (γp = 0.50)). The concentration of traps, NT may be expressed in terms of trapping rate, k, and the size of a trapping site, d:

1,0E-04

0,1

# exp( kt) exp( k(t t c )) ! πt π(t t c ) D! ! !" k erf k(t t c ) erf kt

1,6E-04

(3)

1,4E-04 1,2E-04

(4)

y = 1,79E-04x + 1,43E-05

1,0E-04

R2 = 9,80E-01

8,0E-05

Where Cs is hydrogen concentration at the surface. Thus the model predicts a linear relationship between j and t-1/2- (t-tc)-1/2 (Fig. 7a) whose slope is given by the case of a state without trap. The application of this formalism to the case of single crystal (100) unstrained shows that the residual dislocation density in the metal is negligible compared to trapping. Indeed, the linear relationship is verified and the slope gives us the

6,0E-05 4,0E-05

(a)

2,0E-05

t-1/2 -(t+tc)-1/2 (s -1/2 )

0,0E+00 0

273

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

C. LEKBIR, J. CREUS, R. SABOT, X. FEAUGAS

3,5E-04 A (A.cm-2 .s 1/2 )

Ec = -600 mV/SHE

energy for a strained state. The emergence of dislocation line appears as an activation process and the development of (111) surface leads to a deactivation process for hydrogen both HER steps.

Ec = -350 mV/SHE

3,0E-04

2,5E-04

293 K

A potentiostatic pulse method was used to study the entry of hydrogen atoms in a single crystal nickel electrode. Two zones were distinguished, one near the surface (subsurface) and the other in the bulk of the sample. In this case, the diffusion coefficient associated with the subsurface appears to be much higher than that obtained in the bulk of metal. Plastic strain modifies the density and distribution of stored dislocations which increases the density of traps and leads to a softening effect in the subsurface.

2,0E-04 Subsurface

Diffusion à coeur Bulk

1,5E-04

1,0E-04

(b) tc (s)

5,0E-05 1

10

100

1000

Fig. 7. (a) Linear relationship between current density and the desorption time (Ec = -350 mV / SHE, tc = 5 s). (b) Evolution of the slope as a function of charging time (Ec = -350 mV / SHE: continuous curve Ec = -600 mV / SHE: dotted curve).

References [1]

9.0E-04 tc = 15s, Ec =-350 mV/ESH, T = 293 K

j (A/cm2)

8.0E-04

[2]

tc = 50s, Ec =-350 mV/ESH, T = 293 K

7.0E-04

[3]

6.0E-04

[4]

5.0E-04

[5]

Subsurfac

4.0E-04

[6]

3.0E-04 Bulk

2.0E-04 1.0E-04

[7]

0.0E+00 0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

[8]

t-1/2 -(t+tc)-1/2 (s -1/2)

[9] Fig. 8. Relationship between the desorption current density and the time function for Ni (100) SWB samples γp = 0.50 (k = 0.2, tc = 15 and 50s).

II.

[10]

[11]

CONCLUSIONS

In this work we studied the influence of plastic strain on the HER and HAR on nickel single crystal (100) in sulphuric acid medium. We prestrained monocrystalline specimens on a tensile loading machine, and then studied by SEM, AFM and TEM evolution of plastic strain in terms of emergence of slip bands and dislocation density. The plastic strain significantly influence the cathodic current density developed on single crystal Ni(100) samples. The hydrogen adsorption and desorption processes are very sensitive to dislocation density and the development of (111) surfaces. These aspects can be clearly formalized in terms of number of potential adsorption and desorption sites and in terms of energy. The electron density surface appears to be a determining factor on the definition of adsorption

[12]

[13]

[14] [15]

[16]

274

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Characterization of lead-free ceramic (Na0.5Bi0.5)1-xBaxTiO3 synthesized by Sol-gel technique A. Chaouchia, @, S. Kennoura , S. d’Astorgb,c, M. Rguitib,c, C. Courtoisb,c, M. Aliouata a- Laboratoire de Chimie Appliquée et Génie Chimique de l’Université Mouloud Mammeri de Tizi-Ouzou, Algérie. b- Laboratoire des Matériaux Céramiques et Procédés Associés– Université de Valenciennes et du Hainaut-Cambrésis, Z.I. du Champ de l'Abbesse, 59600 Maubeuge, France. c- Univ. Lille Nord de France, F-59000 Lille, France @ : [email protected]

Abstract: The crystal structure, microstructure, dielectric and ferroelectric properties of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 ceramics with x= 0, 0.03, 0.05, 0.07 and 0.1 are investigated. A structural variation according to the system composition was investigated by X-ray diffraction analyses. The results revealed that the synthesis temperature for pure perovskite phase powder prepared by the present sol–gel process is much lower (800°C) ,and a rhombohedral–tetragonal morphotropic phase boundary (MPB) is found for x= 0.07 composition which showing the highest remanent polarization value and the smallest coercive field. The optimum dielectric and piezoelectric properties were found with the 0.93Na0.5Bi0.5TiO30.07BaTiO3 composition. The piezoelectric constant d33 is 120 pC/N and good polarization behaviour was observed with remanent polarization (Pr) of 12,18 pC/cm2, coercive field (Ec) of 2,11kV/mm, and enhanced dielectric properties εr >1500 at room temperature .The 0.93Na0.5Bi0.5TiO3-0.07BaTiO3-based ceramic is a promising lead-free piezoelectric candidate for applications in different devices. Keywords: Na0.5Bi0.5TiO3, Lead-free ceramics, Sol-gel, Dielectrics, Ferroelectric

1. Introduction Sodium bismuth titanate Na0.5Bi0.5TiO3 (NBT) is of great interest as environmentally friendly alternatives to replace the widely used lead-based perovskite material [1-5]. The NBT ceramics is ferroelectric perovskite and has been discovered by Smolenskii and al [6]. Two phase transformations, from the cubic phase to the tetragonal one and from the tetragonal to the rhombohedral one are observed in this system. The cubic-tetragonal phase transition corresponds to an electric order transformation from a paraelectric state to an antiferroelectric state, whereas the tetragonalrhombohedral phase transition corresponds to a transformation from an anti-ferroelectric state to a ferroelectric one [7]. NBT is considered to be a promising candidate of lead-free piezoelectric ceramic because of its strong ferroelectricity with a large remanent polarization Pr of 38µC/cm2 [8]. However, NBT exhibits high coercive field, Ec of 73 kV/cm and a relatively high conductivity making the poling process relatively difficult. Therefore, NBT-based ceramics that can be poled easilier have recently been investigated [9,10,12], and have been studied continuously by several research teams [10-14]. Among these research, Barium titanate, BaTiO3 (BT) and potassium bismuth titanate, K0.5Bi0.5TiO3 (KBT) are well-known lead-free piezoelectric materials with tetragonal phase. The binary systems of NBT–BT and NBT–KBT piezoelectric ceramics were reported

by Takenaka et al. [15] and Sasaki et al. [16], respectively. Good piezoelectric and dielectric properties of these systems have been shown at compositions near the morphotropic phase boundary (MPB). However, in their experimental work, (Na0.5Bi0.5)0.94Ba0.06TiO3 powders were prepared by solidstate reaction via the calcination of BaCO3, K2CO3, Bi2O3 and TiO2 at high temperature of 1000 °C. The resulting powders exhibit high agglomeration and heterogeneous particle size as a result of the high-temperature treatment. In comparison with other techniques, the sol–gel process has shown considerable advantages, including excellent chemical stoichiometry, compositional homogeneity, and lower crystallization temperature due to the mixing of liquid precursors on the molecular level [17-19]. With this point of view, in the present work the (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3xBaTiO3 compositions were prepared by a sol–gel route. Structural, microstructural, electrical and piezoelectrical properties of these ceramics are presented. 2. Experimental procedures The synthesis of the (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 gel is based on the following steps. Titanium butoxide Ti(OC4H9)4 (99.5% pure) was diluted in absolute ethanol (99.5% pure) (solution 1). Bismuth nitrate pentahydrate (Bi(NO3)3,5H2O) and barium acetate (Ba(OOCCH3)2) were dissolved in acetic acid (solution 2), and sodium nitrate (NaNO3) was dissolved in distilled water (solution 3). The solutions 2 and 3 were stirred in order to make them homogeneous. Then, we added dropwise the mixture of solutions 2 and 3 to the solution 1, under stirring during 2 275

A. Chaouchi , S. Kennour , S. d’Astorg , M. Rguiti , C. Courtois , M. Aliouat

110

1

100 Exothermic

0

95

Endothermic

90

DSC

85

TG

-0,5

80

Weight loss (%)

105 0,5

75

-1

70 -1,5

65 24

120

220

320

420

519

619

719

819

Température (°C)

220

211

200

111

110

Fig 1: Results of TG-DSC of the Na0.5Bi0.5TiO3 dried gel

100

3. Results and discussion Fig. 1 shows the TGA/DSC curves carried out on dried gel of the sample in order to investigate phenomena occurring during the calcination process. The TGA/DSC curves (Fig. 1) revealed that the decomposition occurred in four different weight loss steps. The first main step, corresponding to 4.45% weight loss, is due to the vaporization of water and some organic compound at temperature between 75◦C and 200◦C as reported elsewhere [20], the DSC curve shows a large endothermic peak . The second step, corresponding to weight loss of 16.24%, was observed from 200◦C to 350◦C. This phenomenon is coupled to multi-exothermic peaks on DSC curve. It is related to the decomposition of some organic derivatives. The third step, corresponding to 5.18% weight loss at temperature between 520°C and 650°C, is probably due to the transformation of Na(NO3), Bi(NO3)3 and Ti-complex from disordered

state to ordered state, and a small amount of Na0,5Bi0,5TiO3 was produced. At this step, the DSC curve shows an endothermic peak when temperature increased to above 650°C, showing that it doesn't remain any organic substance in the powder. XRD analysis was carried out to study the phase evolution of the dried gels during the calcination processes. Fig. 2 shows the XRD patterns of dried gels calcinated at 500, 600, 800, and 900 °C, respectively. After the thermal treatment at 500 °C for 2 hours, the perovskite phase was not detected. However, by increasing the calcination temperature to 600 °C, peaks corresponding to the perovskite phase (Na0.5Bi0.5)TiO3 were observed with some secondary peaks . Further increase of the temperature to 800 °C, was sufficient to get a single phased powder of NBT perovskite. The above results show that the synthesis temperature for pure NBT perovskite phase powder prepared by the investigated sol–gel process is much lower than the required one with the conventional solid–state technique [21].

DSC (µV/mg)

hours. A homogeneous gel was obtained. This last was heated at 110°C overnight. Then the resulting dried gel was grounded with in an agate mortar to get the gel powder, and it was finally heat treated at various temperatures (500°C, 600°C, 800°C, 900°C and 1000°C) for 2 hours in air. To manufacture pellets, an organic binder (Polyvinyl alcohol, 5 vol%) was manually added to the powder and disks (8 or 13 mm in diameter, 1.5 mm thick) were shaped by uni-axial pressing at a load of about 2100 kg. The green samples were finally sintered in air in a tubular furnace for two hours at different temperatures, with heating and cooling rates of 150°C/h. Thermogravimetry (TG) and DSC analysis of dried gel was carried out using a simultaneous thermal analyzer (Instruments NETZSCH STA 449F3) at a heating rate of 5°C/min. The density of the samples was measured by He-pycnometer (Accupyc 1330). The crystallised phase composition has been identified by X-ray diffraction (XRD) technique using the Cu Kα X-ray radiation (Philips X’ Pert) and the microstructures were observed using a Scanning Electron Microscopy (SEM Philips XL’30). The specimens were polished and electroded with silver paste. They were polled in a silicone oil bath under different poling conditions for piezoelectric measurements. The piezoelectric coefficient (d33) was measured using a piezoelectric d 33 meter (Piezotest PM 200) at a frequency of 100 Hz. The dielectric properties were determined using HP4284A meter versus temperature (from 20°C to 600°C). P-E hysteresis loops were obtained by Radiant Precision Workstation ferroelectric testing system.

900°C 800°C

600°C

500°C

10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80

2- (°) Fig 2: X-ray diffraction patterns of the Na0.5Bi0.5TiO3 powders heat treated at different temperatures

276

110

A. Chaouchi , S. Kennour , S. d’Astorg , M. Rguiti , C. Courtois , M. Aliouat

d

theo

W W 2 , W / d W / d 1

1

1

2

2

where W1 and W2, are the weight ratio of (Bi0.5Na0.5)TiO3 and BaTiO3, respectively; and, where d1 and d2 are the densities of (Bi0.5Na0.5)TiO3 (5.987 g/cm3) and BaTiO3 (6.02 g/cm3), respectively. The densification ratios ρ of the samples (sintered at 1190°C for 2 hours) range from 95 to 98% of theoretical the one and are in good agreement with the scanning electron micrographs (Fig. 4). These ceramics obtained by a sol-gel route, exhibit larger densification ratio than the ceramics prepared by solid-state reaction [22

a 220

211

200

111

100

X= 0,1

X= 0,07

X= 0,05

X= 0,03

X= 0

10

20

30

40

50

60

70

80

002 200

2- (°)

b

202

Fig. 3(b) shows the XRD patterns of (1x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 ceramics in the 2θ ranges of 42–50°. The rhombohedral symmetry for the system in the range of x = 0–0.05 is characterized by a (202) single peak between 45° and 48°. This peak splits to (002)/(200) peaks when x>0.05, corresponds to a tetragonal symmetry. Therefore, it can be suggested that the MPB of (1–x)NBT–xBT system ceramics lies in the composition range of 0.06≤x≤0.1 at room temperature where rhombohedral and tetragonal phases coexist. Fig.4 shows scanning electron micrographs of sintered samples (polished and thermally etched). It is clearly observed that the grain size ranges from small to large grains, with clear grains boundaries and a random distribution within each sample. Pure NBT ceramic (x=0) exhibits grains sizes from 0.5 to 2 µm and a quite large average grain size. By increasing x, it is shown that the final grains size decreases and that the distribution becomes more homogeneous. More particularly, with x=0.07, the average final grain size is about 1µm. The densification ratio of the samples ( ρ (%) = d py / dtheo), where dpy and dtheo are the experimental density and the theoretical one, respectively. The theoretical densities (dtheo) for the (1-x)Na0,5Bi0,5TiO3-xBaTiO3 ceramics were calculated using the following equation:

42

44

46

48

50

2-- (°)

Fig 3: X-ray diffraction patterns of the (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3xBaTiO3 ceramics sintered at 1190°C for 2 hours Fig 5 shows the temperature dependence of dielectric constant and dielectric losses of (1-x)NBT–xBT ceramics at 1 kHz. For different compositions, abnormal dielectric peaks have been observed and are attributed to phase transitions from ferroelectric to anti-ferroelectric (at Td) and from anti-ferroelectric to paraelectric (at T m), respectively. The maximum of permittivity (ε m at Tm), the dielectric losses (tan δ), and the Td temperature depend on the BT content (x). The maximal permittivity decreases by increasing x to 0.03 and 0.05. At x=0.07 and 0.1, the ceramics exhibit higher dielectric constant than pure NBT ceramics (εm (x=0)=2200, at 1kHz). With x=0.07, the permittivity reaches a maximum ε m =4800. This higher value is due to the morphotropic phase boundary [23], and the highest material polarisation [23]. The maximal temperature of dielectric constant (T m) decreases with increasing BaTiO3 content, from 300°C for x= 0 to 250°C for x= 0.1. Relatively low dielectric losses at room temperature are obtained for all samples (Fig 5 (b)), suggesting that the ceramics are well densified. It is shown that the losses tanδ slightly increase with temperature up to T m and then increase drastically from Tm ≈ 350-400°C.

277

A. Chaouchi , S. Kennour , S. d’Astorg , M. Rguiti , C. Courtois , M. Aliouat Fig. 6 shows the dielectric constant versus temperature of the NBT-0.07BT sample at 1kHz, 10kHz, 100kHz respectively. This composition exhibits relaxor ferroelectric characteristics with broad peaks and frequency dependence: the higher the frequency, the lower the dielectric constant, and the higher temperature T m.

5000

(a)

4500

X=0 X=0.03 X=0.05 X=0.07 X=0.1

4000 3500

εr

Tm

3000 2500 2000

Fig. 7 shows the P–E loops of (1-x)Na0,5Bi0,5TiO3xBaTiO3 ceramics with x = 0, 0.03, 0.05, 0.07 and 0.1. As show in Fig. 7(a), the P–E loops obtained at room temperature become slightly broadened, Ec and Pr increase slightly, as x increases from x=0 to 0.07 and decrease for x= 0.1. The P–E loop for x = 0.07 shows a good polarisation behaviour, with coercitive field Ec of 2.8 kV/mm and remanent polarization Pr of 12.18 µC.cm-2.

Td

1500 1000 500 0 0

200

400

600

800

Temperature (°C) 1 x=0 x=0,03 x=0,05 x=0,07 x=0,1

0,9

(b)

0,8

x=0

x= 0, 05

0,7

tgδ

0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0 0 x= 0,03

200

400

600

800

Temperature (°C)

x=0,07

Fig 5: Temperature dependence of permittivity and dielectric loss at 1KHz of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 compositions. 6000

1KHz 10KHz 100KHz

5000 4000

εr

x= 0,1

3000 2000 1000 0 0

Fig 4: Scanning electron micrographs of fracture for the (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 ceramics sintered at 1190°C for 2 hours

200

400

600

800

Temperature (°C) Fig 6: Temperature and frequency dependence of dielectric constant of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 compositions.

Fig. 7(b) shows hysteresis loops obtained at 70°C. Heating the samples makes the polarization easier and it is shown that the P-E loop of the BNT-0.07BT ceramic is more rapidly saturated. The Ec coercitive field is clearly 278

A. Chaouchi , S. Kennour , S. d’Astorg , M. Rguiti , C. Courtois , M. Aliouat decreased by performing the polarization process at 70°C (Ec=1.7kV/mm), while Pr remains unchanged for x = 0.07. Fig. 8 shows the piezoelectric and dielectric proprieties of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3-xBaTiO3 ceramics. The piezoelectric constant d33 and dielectric constant exhibit similar behaviours. The dielectric constant r reaches a maximum value near the MPB (x=0.07). The piezoelectric constant d33 reaches a maximum value of 120 pC/N at x=0.07 and decreases drastically for x=0.1 (d33=64pC/N). Generally, high remanent polarization Pr and low coercive filed Ec are presumably responsible for large piezoelectric properties. These properties show that the composition near the MPB exhibit large piezoelectric properties. It is attributed to an increase of possible spontaneous polarization directions for the composition near the MPB due to the coexistence of rhombohedral and tetragonal phases, eight polarization directions along (111) plan and six directions along (100) plan, respectively [24].

739

1,2742

x=0,03

1132

3,08

x=0,05

1311

8,8489

x=0,07

2811

12,18

x=0,1

714

3,7944

P (µC /cm2)

x=0

25 20

x=0,1

15

x=0,07 x=0,05 x=0,03

5

x=0

0 -6000

-4000

-2000

-5

0

2000

4000

E (V/mm)

-10 -15 -20 -25

x=0

770

1,33

x=0,05

747

4,86

x=0,07

1727

12,77

x=0,1

584

2,56

20 P (µC /cm2)

Pr 2 (pC/cm (µC /cm2) )

x=0,07

15

x=0,1

x=0,05

10 5

x=0

0 -4000

-2000

-5 0

2000

4000

6000

E (V/mm)

-10 -15 -20 -25

Fig 7: P-E hysteresis loops of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3xBaTiO3 ceramics: (a) at room temperature, (b) at 70°C

1800

140 d33 d33

1600

100

εr er

1400 1200

80

1000

60

800 600

40

400

20

200

0

0 0

0,03

0,05

0,07

0,1

X% mol

Fig 8: Piezoelectric constant d33 and dielectric constant εr of (1-x)Na0.5Bi0.5TiO3- xBaTiO3 ceramics

[1]. Xiaolian Chao, Zupei Yang, Yunfei Chang, Mingyuan Dong. J. Alloys Compd. 477 (2009) 243 [2]. Quan-Liang Zhao, De-Qing Zhang. . J. Alloys .Compd. 509 (2011) 6980 [3]. P. Kumar, S. Singh, M. Spah, J.K. Juneja,C. Prakash, K.K. Raina. J. Alloys Compd. 489 (2010) 59 [4]. S.K. Pandey, O.P. Thakur, D.K. Bhattacharya, Chandra Prakash, Ratnamala Chatterjee. J. Alloys Compd. 6000468(2009) 356. [5]. Zhonghua Yao, Hanxing Liu, Minghe Cao, Hua Hao. J. Alloys Compd. 505 (2010) 281. [6]. G. A. Smolenskii, V.A. Isupv. A.I. Afranovskaya, N.N. KainiK, J. Solid. State Phys. 11 (1961) 2651. [7]. D.Z. Zhang, X.J. Zheng, X. Feng, T. Zhang, J. Sun, S.H. Dai, L.J. Gong, Y.Q. J. Alloys Compd. 504 (2010) 129

279

εr

d33

120

References

(a)

10

Ec (v/mm)

-6000

4. Conclusions BaTiO3-doped Bi0.5Na0.5TiO3 powders were synthesized by a sol–gel method using acetate, nitrates and alkoxide as reactants. Single phased perovskite powders were obtained with thermal treatment performed at 800°C for 2 hours in air. Our results reveal that the 0.93Na0.5Bi0.5TiO3-0.07BaTiO3 ceramic exhibits good polarization behaviour, with interesting piezoelectric, dielectric and ferroelectric properties at room temperature (d 33 = 120pC/N, εr = 1600, tanδ < 0.05, T c = 250°C. These results indicate that the ceramic is a promising candidate material for lead-free piezoelectric ceramics.

x Ec Pr 2 fraction (v/mm) (pC/cm (µC /cm2) )

(b)

25 x fraction

A. Chaouchi , S. Kennour , S. d’Astorg , M. Rguiti , C. Courtois , M. Aliouat [8]. Peng Fu, Zhijun Xu, Ruiqing Chu, Wei Li, Qian Xie, Yanjie Zhang, Qian Chen, J. Alloys Compd. 508 (2010) 546 [9]. K K. Sambasiva Rao, B. Tilak, K.Ch. Varada Rajulu, A. Swathi, Haileeyesus Workineh. J. Alloys Compd. 509 (2011) 7121 [10]. Khairunisak Abdul Razak, Chiah Jun Yip, Srimala Sreekantan. J. Alloys Compd. 509 (2011) 2936. [11].Wei-Chih Lee, Chi-Yuen Huang, Liang-Kuo Tsao, Yu-Chun Wu. J. Alloys Compd. 492 (2010) 307. [12]. S. E. Park, S. J. Chung. J. Am. Ceram. Soc. 79 (1996) 1290. [13]. G.A. Smolenskii, V.A. Isupv, A.I. Afranovskaya, N.N. Krainik, J. Sov. Phys. Solid State 2 (1961) 2651. [14].XiaoMing Chen, XuXu Gong, TingNan Li, YuanHe, Peng Liu. J. Alloys Compd. 507 (2010) 535 [15]. T. Takenaka, K.-I. Mareyama, K. Sakata, Jpn. J. Appl. Phys. 30 (1991) 2236. [16]. A. Sasaki, T. Chiba, Y. Mamiya, Y. Mamiya, E. Otsuki, Jpn. J. Appl. Phys. 38 (1999) 5564. [17] Y.D. Hou, M.K. Zhu, L. Hou, J.B. Liu, J.L. Tang, H. Wang, H. Yan, J. Cryst. Growth 273 (2005) 500. [18] Y. Hiruma, R. Aoyagi, H. Nagata, T. Takenaka, Jpn. J. Appl. Phys. 43 (2004) 7556. [19] L. Hou, Y.D. Hou, M.K. Zhu, J.L. Tang, J.B. Liu, H.Wang, H. Yan, Mater. Lett. 59 (2005) 197. [20]. R.A. Nyquist, R.O. Kagel, Infrared Spectra of Inorganic Compounds, Academic Press, New York, 1971. [21]. Y. Hiruma, R. Aoyagi, H. Nagata, T. Takenaka, Jpn. J. Appl. Phys. 43 (2004) 7556. [22]. X.X. Wang, H.L.W. CHan, C.L. Choy, Appl. Phys. A80 (2005) 333 [23]. T. Takenaka, K. I. Maruyama, K. Sakata, Jpn J Appl Phys Part 130(1991) 2236 [24]. C.A. Randall, N. kim, J.P. Kucera, W. Cao, TR. Shrout, J. Am. Ceram. Soc. 81 (1998) 677.

280


ETUDE DU COMPORTEMENT A CHAUD D'UN ALLIAGE DE TITANE DE TYPE TA6V4 N. Bougouizi1, A.Darsouni1, L. Khochemane1, A. Kahlouche1, M. Athmani2, T.Benlahrache1. 1. 2.

Département de métallurgie et génie des matériaux, Université Badji mokhtar -Annaba, Algérie. Département de physique, Université de,Farhat Abes- Setif, Algerie.

RESUME La détermination du comportement rhéologique global d’un matériau biphasé, c’est-à-dire de sa loi de comportement macroscopique, à partir du comportement supposé connu de ses éléments constitutifs (domaines homogènes) et de leur agencement dans l’alliage, dont la connaissance peut être, suivant le cas, plus ou moins précise. Il s’agit là d’un problème d’homogénéisation, ou encore de détermination d’un comportement moyen. La résolution de ce problème est capitale pour le calcul des efforts existant dans la mise en forme du matériau hétérogène. Les processus thermomécaniques sont de plus en plus complexes et permettent d’optimiser les propriétés mécaniques. Ce qui exige la nécessité d’applications des lois d’écoulement qui caractérisent le comportement mécanique dans le domaine biphasé. Dans le cadre de ce travail, nous avons étudié un alliage de titane T6V4, nous avons procédé à des essais de compression à chaud à des températures allant de 900 à 1015°C, et des vitesses de 1,1.10 -3 à 1,1.10-3s-1. A partir des courbes contrainte-déformation et dans le but de caractériser le comportement de notre alliage, nous avons déterminé les différents paramètres rhéologiques et leurs variations en fonction de la déformation, la vitesse de déformation et la température. Ainsi que l'influence des facteurs tels que la température sur le comportement global. L'allure des courbes contrainte-déformation obtenues expérimentalement dans le domaine biphasé indique la présence de phénomènes d'adoucissement communs aux différentes compositions étudiées qui est la restauration dynamique. Mots clés: Essai de compression, Caractérisation TA6V4, loi de comportement, Alliage de titane. (tels que ¨m¨ ou la contrainte au régime stationnaire caractérisant la présence de phénomènes d’adoucissement pendant la déformation). L’essai de torsion nous a permet d’atteindre des déformations assez importantes, mais il présente l’inconvénient d’avoir des gradients de ԑ et de ἐ entre le cœur et la périphérie de l’échantillon. L'essai de compression à chaud est le mieux adapté parmi tous les essais de déformation pour l'étude des paramètres rhéologiques, car il permet d'obtenir une déformation homogène dans l'échantillon à partir d'une amélioration des conditions de lubrification à l'interface échantillon-tas de la machine et il permet aussi d'atteindre des déformations de l'ordre de l'unité. Il est bien adaptés à la détermination du comportement mécanique aux faibles déformations, en particulier à la température ambiante où l'usage d'un lubrifiant performant (film de téflon™) permet de minimiser les effets du frottement. En revanche, le frottement joue un rôle considérable aux températures élevées, car les lubrifiants disponibles (nitrure de bore BN, graphites et le verre à l'état pâteux) sont beaucoup moins efficaces, comme son effet augmente rapidement avec la déformation.

I. Introduction Le titane et ses alliages jouent un rôle majeur partout dans le monde. Les alliages de titane utilisés dans l’aéronautique [1], Aérospatiale [2], biomédicale [3], [4], [5], [6] et automobile [7], sont généralement forgés en partie dans le domaine biphasé (α + β), de manière à fragmenter les lamelles de phase α pour obtenir une structure à grains équiaxes. On sait, par ailleurs, que ces alliages peuvent présenter un domaine de superplasticité qui peut être exploité pour la mise en forme de certaines pièces. C’est précisément dans le domaine biphasé (au voisinage de la composition équivolumique) que le comportement superplastique présente son optimum, car, les grains ne croissent que lentement au cours de la mise en forme. Ce qui montre bien la nécessité et l’intérêt de maîtriser le comportement des matériaux biphasés. L'étude du comportement à chaud se fait par des essais qui caractérisent la forgeabilité d'un métal et permettent la détermination de paramètres rhéologiques. Pour cela, nous avions le choix entre les essais de torsion, de compression et de traction. La compression et la torsion ont pour objectif l'étude de la rhéologie du matériau à chaud, alors que la traction est, en général, réservée aux aspects liés à l'endommagement. L’essai de traction à chaud est souvent utilisé pour étudier la ductilité et le mode de rupture des matériaux, il n’est pas en revanche adapté à l’étude de leur comportement rhéologique à cause de la présence de phénomène de striction, qui limite la déformation et affecte les valeurs de certains paramètres rhéologiques

II. Matériau et techniques expérimentales II.1. Présentation de l’alliage étudié Le matériau utilisé dans cette étude est un alliage de titane normalisé par TA6V. C’est un alliage biphasé de type α + β, fourni par la société CEZUS, se présente sous 281

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. la forme de barres de diamètre 50 mm dont la composition chimique est donnée par le tableau.1. II.2. Historique et dimensions des éprouvettes Les éprouvettes de compression sont de forme cylindriques de diamètre 10 mm et de hauteur 15 mm sont prélevées par procédé d’électroérosion (voir la fig.1).

. Fig.3. Plan de découpage des éprouvettes.

Tableau I

Le cycle thermomécanique choisi est représenté sur la figure.4, le maintien en température avant déformation a été fixé à 5 minutes pour les essais réalisés dans le domaine monophasé. Et à 10 minutes pour ceux réalisés dans le domaine biphasé.

COMPOSITION CHIMIQUE DE L’ALLIAGE TA6V4. Element

%

Element

%

Al

6.12

N2

0.008

V

4.06

O2 ppm

1894

Fe

0.15

H2 ppm

23

C

0.01

Ti

complement

Fig.4. Schéma du cycle thermomécanique. Fig.1. Les éprouvettes de compression Les essais de compression ont été réalisés aux températures : 900, 935, 950, 985 et 1015°C. Cinq vitesses de déformation ont été étudiées : 1.1 10-3, 1.1 102 , 3.3 10-2, 5.5 10-2 et 1.1 10-1 s-1. Les échantillons ont été comprimés jusqu’à un taux de déformation de 70 %.

II.3. Méthodes expérimentales II.3.1. Dispositif de compression à chaud Le dispositif de compression à chaud a été conçu et réalisé à l'Ecole Nationale Supérieure des Mines de Saint-Etienne (France) (voir la fig.2). Il permet aussi d'effectuer la trempe directe de l'échantillon en fin d'essai.

Avant observation, tous les échantillons ont subis : 1-Un polissage aux papiers abrasifs de 1000 à 4000, puis par une pâte diamanté 3µm. 2-Un dégraissage à l’acétone suivi d’un rinçage à l’eau distillée. 3-Un séchage à l’air chaud.

L’attaque chimique nécessaire microstructure est faite :

pour

révéler

la

- Soit à l’aide du réactif de KROLL: 2% HF, 3%HNO3, 95%H2O (1 min). - Soit à l’aide du réactif constitué de : 1% HF, 10%HNO3, 89%H2O (90 secondes).

Un exemple d’échantillons déformés par compression est exposé dans la figure.5.

Fig.2 Dispositif de compression à chaud. II.3.2 Réalisation des essais Les échantillons ont été prélevés dans les barres de TA6V selon le plan de découpage présenté sur la figure.3. L’axe de compression est confondu avec l’axe de la barre. Ils n’ont pas subi de traitement thermique avant déformation.

Fig.5. Macrographies des éprouvettes du TA6V après compression

282

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache.

III. RÉSULTATS ET DISCUTIONS III.1. RÉSULTATS MICROSCOPIQUES III.1.1. Structure initiale du TA6V4 Avant l’usinage, le matériau a subi une opération de forgeage effectuée dans le domaine biphasé à 930°C. La microstructure ainsi obtenue est de type bimodal (αp + ( αa + β)) : on note la présence de grains de phase α primaire (αp) (dont la taille des grains est de l’ordre de 15 à 20 µm), très peu allongés dans le sens perpendiculaire au sens de la déformation (voir la fig.6). Entre ces grains, la phase β présente à 930°C s’est transformée au cours du refroidissement qui a suivi le forgeage. On obtient ainsi, par germination et croissance, de la phase α aciculaire (αa), les plaquettes ayant une épaisseur de l’ordre de 2μm, ainsi qu’une phase β résiduelle.

Fig.8. Microstructures d’échantillons de TA6V traités thermiquement à 1015°C, puis trempés après un maintien de 5 min(a) G x 600 (b) G x1200

III.2. ÉTUDE DES COURBES DE COMPRESSION Une gestion informatique, nous permet de programmer les paramètres de l'essai et d'effectuer une acquisition des résultats. On a pu observer tout d’abord la bonne reproductibilité des essais. Les courbes force-contraction relative enregistrées sur table traçante (voir la fig.9). Généralement après un pic faiblement marqué, la force croît de façon monotone et de plus en plus rapidement en phase finale, ce qui peut être relié à l’augmentation de la section de l’échantillon ainsi qu’à celle de la vitesse de déformation au cours de l’essai, et dans une proportion moindre, à l’augmentation du coefficient de frottement au-delà de 40 à 45% de contraction. 20000

.

935°C

7 5.5x10-2s-1 16000

FORCE (N)

950°C

Fig.6. Microstructure du TA6V4 obtenue à l’état de réception

12000 985°C 1015°C

8000

4000

(G x 600)

0 0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

CONTRACTION RELATIVE, %

III.1.2. Microstructures obtenues du TA6V4

Fig.9. Exemple de courbe Force -contraction pour différentes températures.

Les microstructures des échantillons traités thermiquement dans le domaine biphasé sont représentées sur la figure.7. On observe des grains de phase α très peu allongés, et dont la fraction volumique varie en fonction de la température, dans une matrice de phase β.

La détermination des courbes contrainte-déformation est effectuée à partir des courbes contrainte nominalecontraction (voir la fig.10). Contrainte nominale (MPa)

250 935°C

200

.

-2 -1 7 5.5x10 s

950°C

150 985°C 1015°C

100

50

Fig.7. Microstructures d’échantillons de TA6V traités thermiquement, puis trempés après des paliers de 10 min (GX800).

0 0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

Contraction relative (%)

Fig.10. Exemple de courbe contrainte nominale-contraction pour

Pour les essais effectués dans le domaine monophasé, la microstructure est représentée sur la figure.8.

différentes températures.

4.2.1. Correction des courbes de compression Pour éviter que nos résultats ne soient faussés par l'effet de cédage de la machine de compression et du dispositif, nous avons supprimé la partie élastique de nos courbes lors du dépouillement. Après dépouillement, nos courbes contrainte-déformation, sont corrigées des effets dus au frottement entre les tas de la machine de compression et les faces de nos échantillons. 283

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. Cette correction se fait par la mesure du coefficient de frottement, par la méthode dite de l'anneau. Elle est basée sur la mesure purement géométrique de la variation du diamètre intérieur d'un anneau avant et après déformation. Ce coefficient est obtenu sur un abaque à partir du rapport :Di/Di. La géométrie des anneaux que nous avons utilisés, est homothétique à celle des anneaux qui ont servi à faire l'abaque. Une fois le coefficient de frottement . est obtenu, le critère de Tresca permet de calculer le coefficient de frottement "mb", par la formule suivante :

7 7 mb 3. F

120 Contrainte nominale (MPa)

e=10% 120

Contrainte Nominale (MPa)

100

900°C 935°C 950°C 985°C 1015°C

80

60

935°C

80 950°C

985°C

40

40

1015°C 20

0,02

0,04

0,06

0,08

0,10

0

0,12

0.00

-1

Vitesse de déformation (s )

0.04

TABLEAU 3 VALEURS DU COEFFICIENT DE SENSIBILITES A VITESSE DE DEFORMATION

VALEURS MOYENNES DU COEFFICIENT DE FROTTEMENT.

T (°C)

~ m

coefficient de corrélation

T (°C)

ε

έ (s-1)

Coefficient de frottement

900

0.236

0.95

900

30 %

1.1x10-2

0.153

935

0.24

0.93

900

15 %

1.1x10-2

0.146

950

0.233

0.9

900

30 %

1.1x10-3

0.145

985

0.234

0.87

15 %

1.1x10

-3

0.143

1015

0.265

0.94

-2

0.152

1.1x10

935

15 %

1.1x10-2

0.145

30 %

1.1x10

-2

0.156

1.1x10

-2

0.151

985

15 %

Un exemple de courbes, corrigées, est présenté par les figures.12. 20

.

1015 °C

7

16

CONTRAINTE (MPA)

985

0.12

~ calculées Le tableau.3, regroupe les valeurs de m pour e = 10%. Ces valeurs, sont en accord avec les résultats obtenus par Dajno [8].

TABLEAU 2

30 %

-1

~ m

(1)

935

0.08

Vitesse de déformation ( s )

Figure.11. Courbes utilisées pour la détermination de coefficient

Les valeurs obtenues, sont représentées dans le tableau 2. Le lubrifiant utilisé est un aérosol à base de nitrure de bore dans un solvant (PVPN). Sur la base des résultats obtenus, une valeur moyenne de mb égale à 0.15 a été calculée et utilisée. Cette valeur varie de peu avec la température et la vitesse de déformation.

900

900°C

e=10%

1.1x10

-3

s

-1

12

8 non corrigée corrigée m corrigée m corrigée m et m

4

0 0.0

4.2.. Correction des courbes de compression Pour pouvoir étudier le comportement rhéologique, il est nécessaire d’avoir des courbes obtenues après déformation à vitesse de déformation constante. Comme la machine électromécanique INSTRON (modèle 1186) ne répond pas à de telles conditions, les essais de compression ont été effectues à vitesse de traverse constante. Les corrections des courbes () ont été effectuées en considérant que la déformation de l’échantillon est homogène, elle nécessite la connaissance du coefficient de sensibilité à la vitesse du ~ ). Or, les courbes contrainte-déformation matériau ( m sont inconnues a priori (voir la fig.11). C’est pourquoi on utilise un coefficient approché.

0.4

0.6

0.8

1.0

DEFORMATION

coefficient de frottement et du coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation

Un exemple de courbes-contrainte nominaledéformation obtenues par l’essai de compression à chaud, est présenté sur la figure.13. .

CONTRAINTE (MPa)

80

7 1.1x10-2s-1

900°C

60 935°C 950°C

40 985°C 1015°C

20

0 0.0

~ Lnσ n m Lnε

0.2

Fig.12. Exemples de courbes corrigées en tenant compte du

0.4

0.8

1.2

1.6

DEFORMATION

(2)

Fig.13. Exemple de courbes contrainte nominale-déformation.

e 10%

Ces résultats expérimentaux montrent que les contraintes d'écoulement de l'alliage TA6V diminuent 284

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. grande. Lors d’une augmentation de la vitesse de déformation de 1,1.10-3s-1 à 1,1.10-1s-1, la contrainte maximale croit, l’état stationnaire est obtenu pour des déformations plus grandes. Nous avons observé lors de la déformation à chaud par compression de l’alliage TA6V, que les courbes ne présentent pas d’oscillation caractéristique de la recristallisation dynamique. En se basant sur cette absence d’oscillation. On peut confirmer certains auteurs, dont ([8] et [14]) qui affirment que le mécanisme qui intervient dans les alliages de titane est la restauration dynamique qui évolue pour les grandes déformations vers une recristallisation continue.

avec l'augmentation de la température pour la même vitesse de déformation, et augmentent avec l'augmentation de la vitesse de déformation à une température donnée, pour les différents taux de déformation. Nous remarquons sur la figure.14, que le comportement à chaud du TA6V dépend de la 100

935 C° Domaine + ß .

80

.

935°C Domaine7 + ß

7 1.1x10

-1 -1

s

CONTRAINTE(MPA)

CONTRAINTE (MPA)

100

7 5.5x10 s . 7 3.3x10-2s-1

60

.

-2 -1

7 1.1x10

40

. .

-2 -1

s

80

.

71.1x10-1s-1

60

.

7 5.5x10-2s-1 .

-2 -1

.

-2 -1

.

-3 -1

7 3.3x10

40

71.1x10

-3 -1

7 1.1x10

s

s

s

20

7 1.1x10

20

s

III.3. Résultats microscopiques après compression

0 0.0

0.4

0.8

0.0

1.2

60

0.8

1.2

Après la déformation, on a observé que les échantillons déformés dans le domaine biphasé ont une texture morphologique beaucoup plus équiaxe au centre de l’échantillon, où la déformation locale est plus importante. Alors qu’elle reste beaucoup plus fibrée près des surfaces en contact avec les tas de presse (voir la fig.15). Les échantillons déformés dans le domaine monophasé (voir la fig.16) puis trempés quelques secondes à peine après la déformation se sont avérés difficiles à observer.

40

1015°C Domaine ß

1015°C Domaine ß

.

7 1.1x10-1s-1

30

40

CONTRAINTE (MPA)

CONTRAINTE (MPA)

0.4

DEFORMATION

DEFORMATION

.

7 1.1x10-1s-1 .

7 .

7 20

-2 -1

5.5x10 s

-2 -1

3.3x10 s

.

7 1.1x10-2s-1

.

7 5.5x10-2s-1 -2 -1

-2 -1

.

-3 -1

7 1.1x10 10

7 1.1x10

.

7 1.1x10-3s-1 0

.

.

7 3.3x10

20

s

s

s

0

0.0

0.4

0.8

DEFORMATION

1.2

0.0

0.4

0.8

1.2

DEFORMATION

Fig.14. Exemple de courbes contrainte-déformation pour les différentes vitesses de déformation avant correction et après correction

nature des phases en présence, la phase β à un comportement légèrement différent de celui où les deux phases coexistent. La phase β est la phase molle de l’alliage, ce qui est en accord avec la majorité des résultats précédemment trouvés [9], [8], [10], [11], [12] et [13]. L’allure des courbes (), nous suggère de les classer en deux types, en fonction de la température : Dans le domaine biphasé, après un pic faiblement marqué, dû peut être à l’ancrage des dislocations par les atomes de solutés, le matériau s’adoucit jusqu’à une déformation voisine de 0,45. L’adoucissement croit avec la vitesse de déformation et devient de plus important aux grandes vitesses de déformation. Ce comportement est peut être attribué à un auto-échauffement au cours de l’essai d’une part et à la restauration qui provoque une réduction de la contrainte d’autre part. Nous remarquons sur toutes nos courbes l’absence d’un état stationnaire, la présence d’un palier ascendant sur toutes les courbes nous laisse penser que dès que nous atteignons des taux de déformation importants autour de 0,8, les mécanismes de consolidations sont ralenties et semblent dominés par l’effet d’écrouissage du matériau. Au contraire, pour les températures situées dans le domaine monophasé, on observe un léger durcissement jusqu’à une déformation de l’ordre de 0,38, avant que la contrainte n’atteigne un état stationnaire. Ce comportement est observé quelles que soient la température et la vitesse de déformation. Il nous semble intéressant de signaler le fait que le durcissement est d’autant plus prononcé que la vitesse de déformation est

Fig.15. Exemple de microstructures obtenues sur l’alliage TA6V4 après déformation de 1,2 à 1,1 10-2 s-1, puis trempées (Gx1200). (a) 900°C (b) 935°C. Il a été quasiment impossible de révéler correctement la microstructure et plus particulièrement des joints des anciens grains β. On distingue seulement une phase martensitique αʹ très fine, caractéristique d’une trempe rapide, mais difficilement les contours des anciens grains β.

Fig.16. Microstructures du TA6V déformées par compression à έ = 1,1 10-2 s-1 (Gx1200).

285

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. (900-950°C) et dans le domaine monophasé (9851015°C).

III.4. Etude du comportement rhéologique du TA6V4 Considérons un mélange de deux phases, désignées respectivement par 1 et 2. Le comportement mécanique de chaque phase, donc la sensibilité à la vitesse de déformation et à la température, sont considérées comme connues et sont obtenues par : σ i φi (εi ,T) i=1,2 (3) Où εi ψi (σ i ,T) (4) Une des caractéristiques de la déformation à chaud est que la contrainte d’écoulement généralement exprimée à partir de la loi puissance suivante :

K

m

mQ

RT

III.4.1. Coefficient de sensibilité à la déformation Stüwe [15] a souligné que le coefficient d'écrouissage "n" est le résultat d'un équilibre entre le durcissement et l’adoucissement [16]. Un certain nombre de travaux ont déjà été réalisés pour déterminer le coefficient d'écrouissage [17], [18], [19], [20] et [21]. Par exemple, Lee et Lin [22] ont étudié l'effet de la température sur ce coefficient pour l'alliage Ti-6Al-4V, et ont souligné que ces valeurs diminuent rapidement avec l'augmentation de la température. Antoine [23] a étudié l'influence de la microstructure de Ti-IF et a établi une formule empirique permettant de prédire ces valeurs. Plusieurs résultats montrent que les valeurs de "n" diminuent et augmentent avec l’augmentation de la taille des grains. Le coefficient de sensibilité à la déformation a été déterminé pour différentes vitesses de déformation et pour une gamme de température comprise entre 900 et 1015°C. Les courbes de l’évolution du ln en fonction du ln, pour les différentes vitesses de déformations et températures sont regroupées sur la figure.17. La pente de ces courbes, permet de déterminer le coefficient « n ». Comme tous les alliages superplastiques, le coefficient « n » est assez faible. Les valeurs de ce coefficient sont trop petites, ça confirme les résultats précédentes de [24] et [25] que l'écrouissage est relativement insignifiant pendant la déformation à chaud du Ti–6Al–4V.

(5)

exp

Où: k: Constante de matériau : la viscosité en Pa. S m −1 i : Vitesse de déformation (s ). m: Coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation. Q: Energie d'activation apparente (kJ.mol−1). i : Contrainte d’écoulement équivalente de Von Mises de la phase i (MPa). R: Constante des gaz parfaits (8.3145 Jmol−1K−1). T: Température (K).

En émettant l'hypothèse d'une sollicitation uniaxiale (Compression) et en négligeant les effets de la déformation sur le durcissement structural, la texture, la morphologie et la topologie dues aux phases en présence et à leurs distributions, le coefficient de sensibilité à la déformation « n », le coefficient de sensibilité de la contrainte à la vitesse de déformation « m » et l’énergie d'activation apparente « Qa » des deux constituants sont obtenus par les formules classiques suivantes : ni

mi

lnσ i lnε lnσ i lnεi

Qi R

(6) T, ε

T

lnεi ln(1 /T) σ

(7)

i

(8)

Par ailleurs, la relation (8) permet d'écrire : lnεi lnεi dlnεi dσ i d(1 /T) (9) σi T (1 /T) σ i

Pour une vitesse de déformation constante (d ln i 0) , l'énergie d’activation Q i est obtenue à partir de la formule suivante : R ln i (10) Qi m i (1 / T)

Fig.17. Évolution du ln en fonction du ln pour différentes vitesses de déformation pour T=935°C.

Dans le domaine biphasé (α+β), les valeurs du coefficient « n » sont négatives pour toutes les vitesses de déformation, et deviennent positives dans la phase β. Bien que le coefficient de sensibilité à la déformation « n » est insignifiant, nous allons le négliger pendant la modélisation de notre alliage de titane [26].

i

Avec

1 / m i = ln i / ln i T

On a observé que les valeurs de la contrainte d’écoulement sont différentes dans le domaine biphasé et monophasé. Donc les paramètres rhéologiques peuvent être évalués séparément dans le domaine biphasé entre 286

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. III.4.2. Coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation(m) Une relation entre la contrainte et la vitesse de déformation, très fréquemment utilisée et qui permet une approximation suffisante dans la gamme courante des vitesses de façonnage à chaud s’écrit sous forme : ? A Pour un métal donné, les valeurs A et "m" dépendent de la température et de la déformation. Lorsque l’état de régime stationnaire est atteint, ils ne dépendent que de la température. L’exposant "m" caractérise la sensibilité à la vitesse de déformation. En général, d’après les travaux réalisés à 0,5 T de fusion [8], l’augmentation de la vitesse de déformation entraine une augmentation de la contrainte. Malgré le grand nombre de données sur l’évolution microstructurale lors des essais thermomécanique, la vitesse de déformation explorée est d'environ 10 s-1 [27]. Seuls Seshacharyulu [14] a atteint la vitesse de 100s-1, mais seulement pour une déformation moyenne (environ 0,5). Il est bien connu que "m" est important dans la détermination de la ductilité des matériaux superplastiques. En outre, les valeurs de "m" sont liées aux mécanismes de déformation [28]. Plusieurs méthodes ont utilisées pour mesurer (m) [15], [29] et [30]. Certains, ont signalé que ces valeurs varient avec les traitements et la microstructurale. Romhanji [31] a étudié l'effet de la température sur un alliage à haute résistance Al-Mg. Il a observé une augmentation de "m" avec la température. Picu [32] a étudié le comportement de l’alliage AA5182, il a signalé que les valeurs de " m" sont en fonction de la T et la ε. L'effet de la T, έ, et la σ ont été étudiés par [24], [33] et [34]. Del Valle [35] a étudié l'effet de la taille des grains, une augmentation de "m" lorsque la taille des grains de Mg-3Al-0.75Zn diminue, pour des valeurs inférieure à 15 µm. Les valeurs de l'exposant « m » qui est le coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation données par chacune des équations sont sensiblement proches des valeurs moyennes obtenues expérimentalement sur les deux intervalles de températures considérés. Afin d’étudier les variations du coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation avec la déformation d’une part et la température d’autre part, on a déterminé ce paramètre pour différents taux de déformation allant de ε = 0.04 jusqu’au ε=1, et aux différentes températures. Les pentes « m » sont tracées en fonction de la température et les différents taux de déformation. (voir la fig.18). Les évolutions du coefficient « m » en fonction de la température peuvent être tracées sur la figure.18. Pour les différents taux de déformation étudiés, le comportement du matériau est le même, mais l’amplitude diminue avec l’augmentation du taux de déformation. Les valeurs du coefficient « m » sont regroupées dans le tableau.4. m

Fig.18. Variation du coefficient de sensibilité à la vitesse en fonction de la température [9]. TABLEAU 4 VALEURS DU COEFFICIENT DE SENSIBILITE A LA VITESSE DE DEFORMATION OBTENUES A DIFFERENTES TEMPERATURES. T(°C)

900

935

950

985

1015

m

0,219

0.243

0.237

0,244

0.259

m +) = 0,233

m) = 0,252

Les coefficients de sensibilité à la déformation et à la vitesse de déformation sont largement influencés par la proportion des phases en présence. Les variations du coefficient « m » en fonction de la température montrent une augmentation de ce coefficient dans l’intervalle de température [900-935°C], suivie d’une décroissance jusqu’à la température 950°C, puis il croit de nouveau jusqu’à la température 1015°C. Les courbes présentent la même allure qui a été observée par [8], [24] et [9]. Le paramètre de sensibilité à la vitesse de déformation est plus grand dans le domaine β que dans le domaine (α + β) ([18] et [24]). Cette étude détaillée des variations du coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation a pu être effectuée car nous disposions d’un nombre important de points expérimentaux. La reproductibilité des essais étant très bonne, les incertitudes sur les valeurs de « m » ainsi déterminés sont faibles.

CONCLUSION La démarche expérimentale est bien adaptée à notre étude. L’essai de compression à chaud nous a permis de caractériser avec beaucoup de précision le comportement thermomécanique de l’alliage TA6V4. L'allure des courbes contrainte-déformation reflète de manière très représentative la compétition entre les mécanismes de durcissement et les mécanismes d'adoucissement. Ces courbes présentent un domaine d’écrouissage réduit aux premiers pour-cent de la déformation (ε=0,05). Aux déformations plus élevées (ε=0,10), les courbes sont assez régulières. La décroissance de la contrainte d’écoulement en fonction de la température est rapide dans le domaine biphasé jusqu’à la température de transition. Elle est au contraire très faible dans le domaine monophasé. La transition entre les deux domaines est moins brusque que celle qui avait été observée dans certains travaux antérieurs. 287

N. Bougouizi, Darsouni1,L. Khochemane, A. Kahlouche, M. Athmani, T.Benlahrache. [18] Jiao Luo, Miaoquan Li, Weixin Yu, Hong Li, The variation of strain rate sensitivity exponent and strain hardening exponent in isothermal compression of Ti–6Al–4V alloy. Materials and Design 31-, (2010), 741–748. [19] R. Narayanasamy, T. Ramesh and K.S. Pandey, An experimental investigation on strain hardening behaviour aluminium-3.5% alumina power metallurgy composite preform under various stress states during cold upsetting forming, Mater Des28 (4), (2007), pp. 1211–1223. [20] R. Narayanasamy, N. Selvakumar and K.S. Pandey, Phenomenon of instantaneous strain hardening behaviour of sintered Al–Fe composite preforms during cold axial forming, Mater Des28 (4), (2007), pp. 1358–1363. [21] R. Narayanasamy, T. Ramesh, K.S. Pandey and S.K. Pandey, Effect of particle size on new constitutive relationship of aluminium– iron power metallurgy composite during cold upsetting, Mater Des29 (5), (2008), pp. 1011–1026. [22] Lee W.S., Lin C.F. Plastic deformation and fracture behavior of Ti-6Al-4V alloy loaded with high strain rate under various temperatures. Mater. Sci. Eng, vol. A241 (1998), pp. 855-860. [23] P. Antoine, S. Vandeputte et J.-B. Vogt, Empirical model predicting the value of the strain-hardening exponent of a Ti-IF steel grade, Mat. Sci . Eng A.Vol433- 1-2, 15, (2006), P. 55-63. [24] X.G. Fan, H. Yang, Internal-state-variable based self-consistent constitutive modeling for hot working of two-phase titanium alloys coupling microstructure evolution, International Journal of Plasticity, Vol 27, Issue 11, Bas du formulaire. November (2011), Pages 18331852 [25] Luo, J. et al, Constitutive model for high temperature deformation of titanium alloys using internal state variables, 2010a. Mech. Mater. 42, (2010), 157–165. [26] S.L. Semiatin, F. MONTHEILLET, G.SHEN and J.J JONAS. Self-consistent modeling of the flow behavior of wrought alpha/beta titanium alloys under isothermal and nonisothermal hot-working conditions. Metall. Mater. Trans. A, 33, (2002), pp. 2719–2727. [27] S. Bruschi, S. Poggio, F. Quadrini, and M. E. Tata, Workability of Ti-6Al-4V alloy at high temperatures and strain rates. Materials Letters 58, (2004), (27-28):3622, [28] J. Lin et F.P.E. Dunne, Modelling grain growth evolution and necking in superplastic blow-forming, Int J Mech Sci43 (3), (2001), pp. 595–609. [29] A.K. Ghosh, On the measurement of strain-rate sensitivity for deformation mechanism in conventional and ultra-fine grain alloys, Mater Sci Eng A463 (1–2), (2007), pp. 36–40. [30] G.C. Wang and M.W. FU, Maximum m superplasticity deformation for Ti–6Al–4V titanium alloy, J Mater Process Technol192–193, (2007), pp. 555–560. [31] E. Romhanji, M. Dudukovska and D. Glišić, The effect of temperature on strain-rate sensitivity in high strength Al–Mg alloy sheet, J Mater Process Technol 125–126, (2002), pp. 193–198. [32] R.C. Picu, G. Vincze, F. Ozturk, J.J. Gracio, F. Barlatet A.M. Maniatty, Strain rate sensitivity of the commercial luminum alloy AA5182–O, Mater SciEng A390 (1–2) (2005), pp. 334–343. [33] W.S. Lee, C.F. Lin, T.H. Chen et H.H. Hwang, Effects of strain rate and temperature on mechanical behavior of Ti–15Mo–5Zr–3Al alloy, J Mech Behav Biomed Mater1 (4) (2008), pp. 336–344. [34] S.T. Chiou, H.L. Tsai et W.S. Lee, Impact mechanical response and microstructural evolution of Ti alloy under various temperatures, J Mater Process Technol209 (5) (2009), pp. 2282–2294. [35] J.A.DelValle et O.A.Ruano, Influence of the grain size on the strain rate sensitivity in an Mg–Al–Zn alloy at moderate temperatures, Scripta Mater 55 (9) (2006), pp.775–778.

Les coefficients de sensibilité à la déformation et à la vitesse de déformation sont largement influencés par la proportion des phases en présence. Les valeurs du coefficient n sont négligeables. Les variations du coefficient de sensibilité à la vitesse de déformation « m » en fonction de la température, de la déformation et de la vitesse de déformation ont été établies avec précision, en vue notamment de leur utilisation dans la modélisation à chaud de l’alliage TA6V4. Le coefficient (m) prend les valeurs suivantes: m =0,22, m β=0,25. REFERENCES [1] F. Frascati, Étude et modélisation du comportement des émaux lors du matriçage finition des aubes en alliage de titane, École des mines de paris thèse, doctorat, 2003. [2] B.D. Venkatesh, D.L. Chen et S.D. Bhole, Effect of heat treatment on mechanical properties of Ti-6Al-4V ELI alloy, Mat. Sci-Eng, Vol 506- 1-2, 25, (2009) p.117-124. [3] G. Texier. Elaborations et caractérisations micro et nanostructurales d’alliages à base de titane à destination biomédicale.Thèse Doctorat, 2005. [4] M. Takemoto, S. Fujibayashi, M. Neo, J. Suzuki, T. Matsushita, T. Kokubo, T. Nakamura, Biomaterials 27 (2006) p 2682. [5] M.D. Naughtonand P. Tiernan,Proc. Inst. Mech. Eng., Part L, J. Mater.Des. Appl.221, (2007) pp. 165–174. [6] M. Vanderhasten, L. Rabet, B. Verlinden. Deformation mechanisms of Ti-6Al-4V during tensile behaviour at low strain rate. Journal of Materials Engineering and Performance, 16(2):208, (2007). [7] H. Guleryuz and H. Cimenoglu, Surf. Coat. Technol. 192, (2005) pp. 164–170. [8] A. Dajno, Rhéologie Globale et Structurale des alliages de Titane TA6V Betacez dans les domaines α + β et β, Thèse de doctorat de l’Ecole Nationale Supérieure des Mines de St Etienne et de l’Institut Polytechnique de Grenoble, (1991) [9] J. G. MALCOR et F. MONTHEILLET, Lois de comportement de l’alliage de titane Ti-6Al-4V dans le domaine du forgeage à chaud, Mém. Etud. Sci. Rev. Metall, (1983) p. 80-89. [10] F. Montheillet, Comportement rhéologique des matériaux métalliques multiphasés, Techniques de l’Ingénieur M 3010 (2004). [11] F. Montheillet, G. Damamme. "Simple flow rules for modelling the behaviour of inhomogeneous viscoplastic materials". Advanced engineering materials 7 (2005). [12] Ambard A. Thèse de l'Institut National Polytechnique, Grenoble, (2001). [13] Savage M.F., Tatalovich J. et Mills M.J., Philosophical Magazine, vol 84, (2004), p1127. [14] R. Ebrahimi and N. Pardis, Determination of strain-hardening exponent using double compression test, Mater SciEng A518 (1–2), (2009), pp. 56–60. [15] H.P. Stüwe et P. Les, Strain rate sensitivity of flow stress at large strains, Acta Mater46 (18), (1998), pp. 6375–6380. [16] D. Lee and W.A. Backofen, An experimental determination of the yield locus for titanium and titanium–alloy sheet, Trans Metal Soc AIME239, (1967), pp. 1034-1041. [17] R. Narayanasamy, T. Ramesh and K.S. Pandey, Some aspects on strain hardening behaviour in three dimensions of aluminium–iron power metallurgy composite during cold upsetting, Mater Des27 (8), (2006), pp. 640–650.

288


Etude de l’effet de cycle et de l’addition des extenseurs de chaînes sur les propriétés du poly (éthylène téréphtalate) recyclé (rPET) L.Gouissem1, D.Benachour1, A.Douibi1 1.

Laboratoire L.M.P.M.P; Département de Génie des Procédés, Faculté de Téchnologie; Université Ferhat ABBAS, Sétif (19000), Algerie.

Résumé: Le Poly (éthylène téréphtalate) (PET), est la matière plastique la plus utilisée dans l’emballage de boisons, il est également la matière plastique la plus recyclé au monde. Il est estimé que 6 millions de tonnes de rPET sont recyclés chaque année dans le monde. Le recyclage de ce matériau par transformation à l’état fondu a fait l’objet de nombreuses recherches, afin de limiter les processus de dégradation qui conduisent à une diminution importante de la masse moléculaire (viscosité). Et deux points essentiels sont à soulignés : le premier est la présence des impuretés: les colles adhésives, le pvc etc..., le deuxième est la présence de l’eau. Se sont donc les principaux acteurs de la dégradation du rPET. Le premier peut être évité grâce à une récupération sélective et le deuxième par un étuvage approprié combiné avec l’addition des allongeurs de chaîne à savoir le caprolactam (CAP) et/ou l’anhydride trimellitique (ATM). Cette combinaison, c’est avéré très prometteuse car les mélanges obtenus par extrusion ont des propriétés assez acceptables surtout en termes d’indice de fluidité. L’étude à montrer également que la dégradation devient importante à partir du deuxième cycle. L’addition de faibles quantités d’extenseurs de chaîne (0.2 % pour le CAP et 0.01 et 0.05 % pour l’ATM) a donnée des résultats satisfaisants en termes d’indice de fluidité.

Mots clés: recyclage,PET,extenseur de chaîne, dégradation sortes de plastiques ou recyclé seul, ses propriétés sont altérées, c’est le cas du rPET, car les étapes de sa remise en œuvre à l’état fondu engendrent des dégradations inévitables qui font chuter sa masse molaire et limitent alors ses applications [4,5]. La raison principale est la diversité et la complexité des réactions chimiques mises en jeu telles que : condensation et hydrolyse [6] des fins de chaînes alcools et acides, dégradations thermique par réarrangement des groupements ester [7], dégradation thermique des irrégularités structurales instables [8] et oxydations des chaînes entrainant des réactions de type radicalaire [9]. La dégradation hydrolytique est sans doute la réaction la plus importante [4]. Plusieurs études menées sur l’effet de la dégradation du PET en présence d’eau, ont montré que le taux résiduel de cette molécule dans la résine avant transformation doit être inférieur à 0.01 % en poids [10,11]. D’autres travaux, plus restrictifs, avancent que le taux résiduel d’eau ne doit pas dépasser 0.002 % en poids [9]. Le séchage constitue de ce fait une étape fondamentale pour limiter au maximum les dégradations de la matrice [4,5]. L’amélioration de la stabilité hydrolytique et le comportement mécanique de la résine par l’utilisation des extenseurs de chaînes n’est pas une pratique nouvelle et constitue une alternative prometteuse aux opérations de séchage et des conditions de mises en œuvre sévères. Elle a fait l’objet de nombreuses études qui se poursuivent encore aujourd’hui pour l’intérêt que présente ce type de composés [12,13]. D’autres extenseurs de chaines sont actuellement utilisés pour améliorer la résistance au choc et le comportement thermique du PET [5]. Les époxydes sont des

1. Introduction : De 2009 à 2010, la production mondiale de matières plastiques a atteint 265 millions de tonnes soit un taux de croissance de presque 5 % par an, observée au cours de ces 20 dernières années. Au-delà de leurs atouts, les plastiques une fois consommés, génèrent des déchets volumineux par rapport à leur poids [1]. Si on veut vraiment préserver nos ressources naturelles et diminuer la pollution de l’aire et des sols, le recyclage des plastiques est une alternative incontournable, car le plastique à un seul problème, c'est celui de son "image". Et cette image est liée à son élimination. Un sac plastique, ou une bouteille de PET a une durée de vie de plusieurs centaines d'années. Le monde industriel est donc confronté à des exigences croissantes quant à une meilleure utilisation des ressources naturelles, une réduction de la pollution et une meilleure gestion des déchets. Cette pression environnementale touche de plein fouet l'ensemble des matériaux. La mise en décharge étant prohibée, et l'incinération rendue plus difficile. D'autres voies sontelles possibles ? Elles sont non seulement possibles, mais souhaitables [2]. Car maintenant on mesure le développement d’un pays par le taux de recyclabilité par habitant par an. Le recyclage apporte des avantages environnementaux indiscutables, il supprime le cycle d’extraction, raffinage et fabrication des polymères, qui sont les composants les plus "lourds” pour l’environnement, notamment sur le plan de la consommation d’énergie.[3] Généralement quand le plastique est recyclé, qu’il soit mélangé avec d’autres 289

L.Gouissem , D.Benachour , A.Douibi Les meilleurs résultats seront utilisés dans la suite du travail.

molécules capables de réagir aussi bien avec les fonctions alcools et acides se trouvant au bout des chaines mais également de former des branchements entre les macromolécules [14].

3.2. Effet de cycle et l’addition des extenseurs de chaînes:

L’utilisation des isocyanates comme extendeurs de chaînes pour le PET a permis d’augmenter la masse molaire d’une manière considérable. Néanmoins ces composés possèdent un inconvénient majeur relatif à la formation des branchements entre chaînes [15]. De ce fait certains auteurs [15-16] ont utilisés des composés aux fonctions isocyanates bloquées avec le caprolactame ou les amines. Le mécanisme réactionnel est alors basé sur le déblocage des fonctions isocyanates suivi de la réaction chimique avec les hydroxyles et carboxyles du PET. Cependant, ce type d’extenseurs de chaînes a pour effet de réduire la stabilité hydrolytique du polymère en raison de l’interaction préférentielle des fonctions isocyanates avec les hydroxyles de la résine [15-16]. Des extenseurs de chaînes possédant des fonctions oxazolines conduisent aussi à une augmentation forte de la masse molaire et de la viscosité du rPET [17]. Les composés porteurs des fonctions anhydrides sont également capables d’améliorer le comportement de la résine en diminuant la concentration des fonctions terminales des chaînes macromoléculaires [17]. Cette étude a premièrement pour objectif de contribuer à l’amélioration de la compréhension des phénomènes régissant le comportement physicochimique du PET recyclé lors de sa mise en œuvre notamment les sources de la dégradation entrainant la chute de la masse moléculaire et ses conséquences sur les performances de la résine. Deuxièmement elle a pour but d’améliorer la masse moléculaire du rPET affin d’élargir son domaine de réutilisation en utilisant deux types d’extenseurs de chaînes. Nous verrons également l’effet du nombre de cycles sur les propriétés du rPET. Pour cela le matériau est extrudé trois fois avec une extrudeuse mono-vis.

3.2.1. Extrudeuse : Une extrudeuse mono-vis, type controlab a été utilisée pour la préparation d’une part les mélanges (PET/extenseurs) et d’une autre part les différents cycles, sous les conditions suivantes : température des zones : 245°C-255°C-260°C, temps de résidence est : 55 ± 5 s. vitesse de rotation de la vice est : 65 ± 0.5 tr/min. Tous les échantillons ont été rapidement refroidis à la sortie de la filière en les trempant dans de l’eau à 25°C. Les concentrations des extenseurs de chaînes utilisées sont en pourcentage massique : 0.01 0.05 0.1 0.2 0.25 0.5 1.0 1.5 3.2.2. Fluidimètre: Un fluidimètre Controlab, Model 5, a été utilisé pour étudier l’effet de l’addition des extenseurs de chaînes, l’effet de cycle ainsi que l’effet de la trempe sur les propriétés du rPET. L’essai a été réalisé selon la norme ASTMD 1238. 3.2.3. Presse manuelle universelle: Utilisée pour la préparation des films destinés au test infrarouge à transformée de Fourier (FTIR), sous les conditions suivantes : température des plateaux : 255°C ± 5°C ; Pression ≈ 100 kg/cm2 3.2.4. Infrarouge à transformée de Fourier F.T.I.R: Utilisé pour suivre les variations structurelles du rPET après addition des extenseurs de chaîne et l’étude de l’effet de cycle. 3.2.5. Calorimétrie différentielle à Balayage DSC : Une DSC type TA a été utilisé pour étudier l’effet de cycle sur les propriétés du PET.

2. Matières utilisées : Le PET utilisé est un PET issu de bouteilles minérales post-consommation (rPET), les parties contenant l’encre et l’adhésif sont éliminées, le reste est soigneusement lavé, séché et enfin broyé. Les deux extenseurs de chaîne sont : le ε-caprolactame fournie par FLuka, de pureté supérieure à 98 %, et de masse moléculaire M = 113.16 g/mol, le deuxième est l’Anhydride trimellitique fourni lui aussi par Fluka, de pureté supérieure à 97 %, et de masse moléculaire M = 192.13 g/mol. 3. Techniques expérimentales:

4. Résultats et discussions : 4.1 Perte en poids : 1,4

Perte en poids [%]

1,2

3.1. Détermination des paramètres de séchage:

1,0 0,8 0,6 0,4

r PET étuvé à 100°C r PET étuvé à 120°C

0,2

Une étuve et une balance analytique de précision (0.1 mg) ont étés utilisées pour déterminer les meilleures conditions de séchage en mesurant la perte en poids et en étudiant l’effet de la reprise d’humidité. Les échantillons sont pesés, puis mis dans une étuve à différentes températures et différents temps (fig.2,3).

0,0 1

3

5

7

9 11 13 15 17 19 21 23 25

Temps [ h ]

Fig.1:Perte d'humidité en fonction du temps d'étuvage. 290

L.Gouissem , D.Benachour , A.Douibi rPET 1er cycle étuvé non 4.2. Reprise d’humidité :

trempé

1,0 0,8

1er cycle non étuvé non trempé

23.98

2ème cycle étuvé trempé

12.43

3

ème

cycle étuvé trempé

15.28

0,6 0,4

D’après la fig.3 et le tab.1, il a été remarqué que l’indice de fluidité augmente avec le nombre de cycles, cela est attribuer à la scission des chaînes du polymère lors de son extrusion, mais l’effet du traitement est très apparent, car il a été remarqué que la valeur de l’indice de fluidité du 3ème cycle étuvé trempé

rPET étuvé à 100°C rPET étuvé à 120°C

0,0 3500

Temps [s]

Fig.2: variation de la reprise d’humidité en fonction du temps. D’après la fig.1, il a été remarqué que l’humidité perdue à 120°C est presque le double que celle perdue à 100°, en revanche la reprise d’humidité des échantillons étuvés à 120°C fig. 2, est 4 fois plus grande dans les 20 premières secondes que celle des échantillons étuvé à 100°C. Pour cette raison, 100°C pendant 24 heures ont étés choisis comme meilleures conditions d’étuvage. 4.3. Effet du traitement et du nombre de Cycle sur l’indice de fluidité :

20

4.4. Effet de l’addition des extenseurs de chaînes :

rPET étuvé trempé

62

rPET étuvé non trepé

60

Indice de Fluidité (IF) g/10min

25

(15.28g/10min) est nettement meilleur que celle du 1er cycle non étuvé non trempé (23.98g/10min), ceci prouve que la dégradation du rPET continue à avoir lieu si ce dernier n’est pas rapidement refroidi à la sortie de l’extrudeuse. Donc le traitement thermique (combinaison de l’étuvage et la trempe) nous fait gagner presque 4 cycles d’extrusion en termes d’indice de fluidité.

rPET non étuvé non trepé

rPET étuvé trempé 0 cycle 15

10

5

1,5 %

2800

CAP ATM er rPET 1 cycle

58

1%

2100

56 54 12

0,5 %

1400

0,2 %

700

0,10 %

0

0,05 %

0,2

0,01 %

Reprise d'humidité [%]

1,2

IF g/10 min

17.87

9 6 3 0

0

0 cycle

er

1 cycle

ème

2

cycle

ème

Fig.4: Variation de l’indice de fluidité en fonctionde la centration des extenseurs de chaîne.

3 cycle

Fig.3: Variation de l’indice de fluidité en fonction du traitement et du nombre de cycle.

D’après la fig.4, il a été remarqué que les extenseurs de chaînes son plus efficaces à faibles concentrations. Les concentrations allant de 0.01% à 0.5% sont toutes acceptables pour l’ATM vu que les valeurs de l’IF sont inférieures à celle du rPET 1er cycle. Pour le cas du CAP les meilleurs résultats sont obtenus pour les concentrations allant de 0.01% à 0.2% où l’IF atteint une valeur de 8.52g/10min alors que le rPET 1er cycle qui est notre référence est de 10.6g/10min. On peut dire alors que la diminution de l’IF est la conséquence d’une augmentation de la masse moléculaire du rPET.

Remarque: à partir du deuxième cycle tous les échantillons sont étuvés à 100°C pendant 24 h et trempés dans l’eau à la sortie de la filière. Tableau I: Influence des paramètres de traitement sur l’indice de fluidité. Etuvé à 100° C pendant 24h

IF g/10 min

rPET 0 cycle

7.88

PET 1er cycle étuvé trempé

10.60

4.5 Résultats de l’analyse par infrarouge (F.T.I.R) : 291

L.Gouissem , D.Benachour , A.Douibi rPET 0 cycle er PET 1 cycle étuvé et trempé er PET 1 cycle étuvé non trempé ème PET 2 cycle ème PET 3 cycle

Flux de chaleur [ j/g ]

4.5.1. Effet de cycle : 90 80

Transmittance [%]

70 60 50 40 3103

30 rPET 0 cycle er PET 1 cycle ème PET 2 cycle ème PET 3 cycle

20 10 0 -10

3050 2890 2850 2925

50

2960

100

150

200

250

300

Temperature [C°]

Fig.7: Thermogrammes de la DSC illustrant l’effet du traitement et du cycle pendant le 1er chauffage.

-20 3250 3200 3150 3100 3050 3000 2950 2900 2850 2800 -1

Longueur d'onde [cm ]

Fig.5: Spectres infrarouge illustrant la région de l’allongement de la liaison CH.

Selon la fig.7, deux pics de cristallisation apparaissent durant le 1er chauffage pour le 2ème cycle et le 3ème cycle presque à la même température 130°C et 131°C. Il est a remarqué aussi que les températures de Tg sont difficiles à calculer.

Dans cette étude, nous nous sommes intéressés uniquement aux deux régions d’absorbances correspondants respectivement à l’allongement de la liaison C-H (2800-3000 cm-1 fig.5) et la région de déformation de la liaison C-H et l’allongement de la liaison C-0-C (800-1600 cm-1). Et d’après la fig.5 deux nouvelles bandes très distinctes apparaissent à 2850 cm-1 et 2925 cm-1 pour le 2ème et le 3ème cycle respectivement, ces deux nouvelles bandes sont attribuées aux vibrations symétriques et asymétriques du groupement CH2 résultant d’un réarrangement de la structure ou bien d’une dégradation donnant la formation d’oligomères cycliques [7]. Nous avons également constaté (Fig.6) la diminution de l’intensité de la bande 1340 cm-1 correspondant à la conformation trans par apport à l’intensité de la bande 1370 cm-1 correspondant à la conformation gauche en fonction du nombre de cycle, ceci explique les changements de structure et de conformation qui peuvent avoir lieu lors du recyclage du rPET.

-0,2

Flux de chaleur [j/g]

-0,4

60

90

120

150

180

210

240

270

Température [°C]

Fig.8: Thermogrammes de la DSC illustrant l’effet du traitement et du cycle pendant le refroidissement.

Selon la fig.8, il a été remarqué que les deux pics de cristallisation réapparaissent également durant le refroidissement pour le 2ème cycle et le 3ème cycle, à 117°C. Ceci appuis l’hypothèse de la formation des oligomères qui cristallisent à de faibles températures et fondent aussi à des températures plus basses que celles du PET qui est de ≈ 245°C (Fig.9).

50 1370

40

1,6

30 974

20 10

843

0 -10 1600

Flux de chaleur [j/g]

Transmittance [%]

rPET 0 cycle er rPET 1 cycle étuvé trempé er rPET 1 cycle étuvé non trempé ème rPET 2 cycle ème rPET 3 cycle

-1,2

30

rPET 2ème cycle rPET 3ème cycle

60

-1,0

-1,6

rPET 0 cycle rPET 1er cycle

70

-0,8

-1,4

90 80

-0,6

1450 1405 1340

1500

1400

1300

1174

1200

1045

1100

1017

1000

875

900

800

-1

Longueur d'onde [cm ]

Fig.6: Spectres infrarouges illustrant la région de l’allongement C-0-C et la déformation de la liaison C-H.

rPET 0 cycle er rPET 1 cycle étuvé trempé er rPET 1 cycle étuvé non trempé ème rPET 2 cycle ème rPET 3 cycle

1,4 1,2 1,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0,0 -0,2

4.6. Résultats de la DSC :

30

60

90

120

150

180

210

240

270

Température [°C] Fig.9 : Thermogrammes de la DSC illustrant l’effet du traitement et du cycle pendant le 2eme chauffage.

292

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Ceci en en accords avec les résultats de l’infrarouge et l’indice de fluidité où nous avons dis que l’effet de cycle provoque une dégradation et des changements dans la structure du rPET. Il a été remarqué aussi que le rPET 0 cycle cristallise à ≈ 160°C pendant le 2ème chauffage, ceci nous permet de dire que la vitesse de chauffe (10/min) été insuffisante pour qu’il puisse cristalliser pendant le 1er chauffage. Nous avons remarqué aussi que la température de fusion des différents cycles est légèrement plus grande que celle du rPET 0 cycle du faite qu’il y a eu une dégradation et par conséquent les chaînes étant plus courtes cristallisent plus vite. D’où l’augmentation de températures de fusion pendant le 1er et le 2ème chauffage. 5. Conclusion : Au terme de cette étude il peut être conclu que : 1- L’étuvage est une étape très importante dans le recyclage du PET. 2- L’utilisation d’une étuve sous vide ou de dessiccateurs est la meilleure méthode pour éviter la réabsorption d’humidité. 3- La trempe des échantillons à la sortie de l’extrudeuse améliore les propriétés thermiques etlimite la dégradation. 4- La dégradation devient importante à partir du 2ème cycle. 5- L’addition de faibles concentrations d’extenseurs de chaîne améliore considérablement la viscosité du rPET. 6. Références : [1]- IHS Chemical. « Poly (ethylene terephthalate) (PET)Solid-state resins.» [on line]. Available at :< www.ihs.com/products/ehs-sustainability>. (Consulté le 5 mars 2012). [2]- K.L. Nait-Ali. « Le PET recyclé en Emballage limentaires : approche expérimentale et modélisation.» Thèse de Doctorat. Lyon. Université Montpellier II Science et Technique du Languedoc. 2008, 213p. [3]- Summit fondation. « Recyclage. » [ en ligne]. Disponible sur: . (Consulté le : 17/ 01 / 2012). [4]- Natural ressources canada. « Bulletin d’information sur la technologie du reyclage.» [en ligne].Disponible sur : . (Consulté le 17/09/2012). [5]- B.Swoboda. «Amélioration du comportement au feu de polyéthylène téréphtalate et d’alliage poly(é thylène téréphtalate) / polycarbonate recyclés.» Thèse de Doctorat. Lyon. Université Montpellier II Science et Technique du Languedoc. 2007, 279p. [6]- A. Launay,F. Thominette et J. Verdu. «Hydrolysis Of Poly (ethylene terephthalate): a 293


Damage behavior of thermoplastic laminates reinforced with natural fibers A. Mokhtari1, M. Ould Ouali1 1

Laboratoire Elaboration et Caractérisation des Matériaux et Modélisation. Université Mouloud MAMMERI de Tizi-Ouzou, BP 17 RP, 15000 Tizi-Ouzou. [email protected]

ABSTRACT This paper is devoted to the study of mechanical response of polypropylene (PP) thermoplastic composite reinforced with jute fibers. In order to use these composites in structural applications it’s necessary to understand the mechanisms governing their mechanical behavior and damage. For this purpose, we have elaborated two kinds of PP/jute laminates: [0°/90°]2S and [+45/-45°]2S with the fibers direction, using the molding technique under compression. The mechanical properties of the material are then characterized by tensile tests. The numerical part of this work concerns the extension of the Matzenmiller, Lubliner, and Taylor (MLT) mechanical model to mechanical loading and including description of the failure stage (coupling damage-failure). This last is possible using formulation with two criterions. The constitutive law, including the elastic post-peak description, has been implemented into the finite code Abaqus using an explicit scheme. In order to assess the capability of this model, comparisons are made between numerical and experimental results. Excellent agreements are found between numerical predictions and experimental observations. The model also captures correctly the zones where damage occurs in the two kinds of laminates.

Keywords: PP/jute, mechanical behavior, damage, laminate, modeling purpose we make use a formulation with two criterions. The first govern the damage onset. The second criterion reproduces the total material failure.

I. Introduction The thermoplastic (PP) reinforced with natural fibers are mainly used in industrial transport [1]. The use of these composites materials, made of natural fibers, have for objective the substitution of the synthetic fibers like glass fibers [2]. Exotic fibers like jute, sisal, kenaf, coir and abaca… are attractive because of their low-cost, their high strength, their stiffness, their high rigidity according to their density and their less impact on the environment in comparison to the other fibers [3-9]. The work is concerned with jute cloth [10]. This jute fiber has been incorporated into a polypropylene matrix containing up to 50 vol% fibers. Literature survey confirms that the some works on this reinforce are based on experimental characterization [11-12].

II.

.

Material and experimental

II.1.

Material

The material adopted in this study is a polypropylene (PP) thermoplastic composite reinforced with jute fibers (PP/jute). Two stacking sequences of laminates are elaborated: [0°/90°]2S, [+45/-45°]2S, with the angle referred to the longitudinal direction as shown in figure 1. The lamina [0°/90°]2S are used for the material characterization in the orthotropic directions, while the [+45/-45°]2S lamina are used to identify the material shear response. All the specimens are elaborated by the technical of molding by compression. The thickness of all specimens is 5.0 mm and the fiber volume fraction is about 50%.

In this study we are particularly interested on the study of mechanical behavior and damage of composites reinforced with natural fibers using experimental and numerical methods. The structure considered is a laminated polypropylene reinforced with jute fibers. The modeling approaches adopted suppose that the material degradation occurs within two steps. The first one is due the formation micro-cracks which rely on the material heterogeneities. The second is happen before total failure of the composite.

[0°/90°]2S

The purpose of this work is twice: characterize the mechanical behavior and damage of polypropylene (PP) reinforced with long jute fibers, namely the material rigidity, the strength and failure under tensile solicitations, causing in the case of [+45/-45°]2S laminates fibers rupture under shear loading. A model is then proposed to describe the mechanical response of the composite until the total material failure. For this

[+45°/-45°]2S

Fig. 1. Schematization of the two laminates kinds: [0°/90°]2S and [+45/-45°]2S

II.2.

Elaboration process

In this study, the matrix is a polypropylene (PP) resin with a density of 0.89 g/cm3; the jute fibers with a density of 1.46 g/m3 are employed as reinforcement. The PP/jute composites are realized by the technical of 294

A. Mokhtari , M. Ould Ouali molding under compression. This technique consists in putting the grains of polypropylene and the jute fibers oriented in the desired direction in a mold and to apply a constant pressure. During this thermal compression, the mould is heated over the fusion point temperature. After what the composite is kept at the ambient temperature of 25 °C during 48h before the mechanical testing. II.3.

[+45°/-45°]2S Onset of damage Failure

Tensile test

`

Value

sA (6)

1912

s (6)

1878

A (6)

979.8

`

Fig. 2 Schematization of the behavior and damage of the two damage-failure criteria.

III. Modeling of damage Damage plays an important role in the analysis of fiber-reinforced composite materials. Generally, such materials don’t exhibit significant plastic deformation. Consequently, damage initiation and evolution in these materials can be described by neglecting plasticity. Many damage models based on the continuum mechanics approach have been proposed [13-16]. Ladeveze and Lemaitre [17] have presented different evolution laws for various materials. Matzenmiller, Lubliner, and Taylor [18] proposed a damage model (MLT model) for fiber-reinforced composites. This law, characterized by the variable ZBA , is preferred in this work to describe the progressive damage of PP/jute composite after the elastic domain. As mentioned in the previous section, difference is observed in the experimental responses of the two kinds of laminates [0°/90°] and [+45/-45]. Consequently, the mechanical modeling of the PP/jute composite will presents some differences. The material behavior of the laminates is assumed elastic orthotropic and can be modeled using the relation

TABLE I MECHANICAL PROPERTIES OF JUTE/PP COMPOSITE

Properties

Damage

`

The mechanical properties of PP/jute composite materials have been investigated on an IBERTEST testing machine with a load-cell of 100 KN. The tests are displacement-controlled with a speed of 2mm/min. According to ISO-527-5 standards, the dimensions of the [0°/90°] laminates are 250 mm of length and 25 mm of width and the dimensions of the [+45°/45°] laminates are 250 mm of length and 25 mm of width according to ISO 3518 standard. The tensile tests of this second kind of laminates correspond for the jute fibers to a shear test. The mechanical properties of PP/jute composite material obtained during tensile tests are listed in Table 1.

A

0.27

At a certain strain stage, [0°/90°] laminates exhibit a non-linear behavior until a maximal stress, then a softening is observed until final material failure As shown in figure 2-a. The non-linear part of the curve indicates that a significant loss of rigidity occurs in the material due to micro-cracks formation. Indeed, discharges curves point out important decrease of the elastic modulus. The responses of [+45°/45°] laminates to tensile loading is schematized in figure 2-b. The behavior is linear until it reached onset of damage point. The material seems to be not significantly damaged. After this post-elastic peak, micro-cracks appear and increase causing loss of rigidity final failure occurred with fail suddenly.

{`} = [s]{}

(1)

{}, {`} are the actual stress and strain tensors. [s] is the compliance matrix for the damaged material [19]. It’s defined by 1 ⎡ (1 − Z AAB )sA ⎢ A ⎢ [s] = ⎢ − sA ⎢ ⎢ 0 ⎣

A sA 1 (1 − ZB )s 0

0

⎤ ⎥ ⎥ 0 ⎥ (2) ⎥ 1 ⎥ (1 − ZAB )A ⎦

[0°/90°]2S

sA , s , A are the original elasticity constants of the undamaged laminate. The phenomenological damage parameters ZB vary from 0 (undamaged material) to 1 (total failure) and represent the modulus reduction under different conditions. They are introduced to account for effect of progressive material damage on the longitudinal, transverse and in-plane shear response respectively. As it will be seen later, subscribe

Failure Damage

` `

295

A. Mokhtari , M. Ould Ouali ( = 1,2) indicates either the material behavior is in the post-elastic zone (k=1) or in the softening zone (k=2). The (MLT) [18] damage model is adopted of characterize the damage onset and the material hardening. So, the damage evolution law is done in the case of [0°/90°] laminates by − s ` ZBA = 1 − ~− (3) 'cℎ =

p; ;

Figure 3 and 4 shows the nonlinear behavior in tensile responses of [0°/90°]2S and [+45/-45° ]2S laminates. The damage variables ZBA are quite favorable to describe the damage part (non-linear curve softening) due to effect of gradual micro-cracking formation. The damage variables ZB is quite favorable to describe the failure part (strain-softening) due to evaluation fiber breaking,

. s

1.2

is the maximal stress, its corresponds to the onset of the total material failure, ` is the strain corresponding to . The parameter should be defined from the Young’s modulus, the maximum stress and the corresponding strain. The damage parameters ZBA describe the nonlinear material behavior observed experimentally. For [+45/-45] laminates, its write ZBA =

`¡ − ¡ `

−

A ¡ ` ¡ `

1

0.6 0.6 0.4 0.4

−

Value

(6)

27.17

0.019

1.5

2

1 −

`

`¡

1.2

0.6

0.4 0.4 d1 d2

0.2

0.2

0

(5)

0 0

0.5

1

1.5

2

2.5

3

3.5

4

Strain

Fig. 4. Damage evaluation Model due to combined damage variables ZBA and damage variables ZB of the lamina [+45/-45]2S.

IV.

Results and discussions

The model proposed in the above section have been implemented into the finite code Abaqus using an explicit scheme [20] and used to perform some simulations. Abaqus allows implementation of user defined models using the Vectorized User MATerial (VUMAT) subroutine coded in FORTRAN program. The two kinds of laminates are modeled in 2D and meshed with shell elements. In order to assess the capability of this model to describe the PP/jute laminates responses, we show in the figure 5 comparison between longitudinal stresses calculated numerically and experimentally versus the strain for the [0/90]2S and [+45/-45]2S laminates. The mechanical behaviors of these specimens are different. The [+45/-45]2S laminates presented strength values lower and less rigidity than the [0/90]2S laminas. This situation can be explained by the influence of the fibers

` [−]

(6)

16.62

0.8

0.6

[+45/-45° ]2S laminate

Lamina [+45/-45]2S

0.8

A

E

1

1

(6)

` [−]

1

Strain

TABLE II TENSILE STRENGTH OF JUTE/PP COMPOSITE

Properties

0.5

Fig. 3 Damage evaluation Model due to combined damage variables ZBA and damage variables ZB of the lamina [0°/90°]2S.

The material behavior is linear before the first peak (` ≤ ` ). In this zone the material is assumed undamaged. So the onset of damage is governed by the limit shown in criterion:

[0°/90°]2S laminate

0 0

` is the ultimate failure strain as schematized in figure 2.

` ≤1 `

0.2

0

¡

¡ `

d1 d2

0.2

(4)

¡

` ¡ `

0.8

Lamina [0/90]2s

0.8

The ¢ and n material parameters represent the rigidity loss in the post-elastic curve and describe the development of the different failure modes. The rapid material failure is similar for both laminates. Generally, it’s corresponds to fibers failure, so the load carrying capacity of that lamina is completely loosed. Formation and propagation of macroscopic cracks cause this final failure. This physical phenomenon is modeled by introducing a second damage variable ZB given by the following equation: ZB = 1 − ZBA £

1

0.033

296

A. Mokhtari , M. Ould Ouali orientation on the less adhesion at the matrix/fiber interface in the case of shear loading.

V.

The scope of this work is twice: experimental characterization of the mechanical response fiberreinforced composites of jute and formulation and assessment of a damage model describing the damage and behavior of these laminates. The material used is a polypropylene (PP) thermoplastic composite reinforced with jute fibers. The mechanical characterization of the two kinds of PP/jute laminates ([0°/90°]2S and [+45/45°]2S with the fibers direction) used in the study is done by tensile tests. All the mechanical properties of the material needed are than obtained. The Matzenmiller, Lubliner, and Taylor (MLT) mechanical model has been extended to include description of the failure stage (coupling damagefailure) using formulation with two criterions. The constitutive law, including the elastic post-peak description, has been implemented into the finite code Abaqus using an explicit scheme. In order to assess the capability of this model, comparisons are made between numerical and experimental results. Excellent agreements are found between numerical predictions and experimental observations. The [+45/-45]2S laminates presents strength values lower and less rigidity than the [0/90]2S laminas. For the [0/90]2S laminates, cracks are germinated perpendicularly to the loading direction. [+45/-45]2S laminates exhibit formation and propagation of cracks curved with an angle of approximately 45° to the loading direction. This crack propagation direction corresponds to the fibers orientation. As perspective of is work, we can cite: Extend the formulation to the 3D case in order to take into account all. the deformation mechanisms appearing in the composites constituents. Apply the model to simulate complex structure and process, like manufacturing… Include thermal heating generating by the material dissipation due to damage and hardening. Include other degradation mechanism like aging… and the humidity which play an important role in the life cycle of thermoplastic polymers.

30 Experimental [0/90] Experimental [+45/45] Model [0/90] Model [+45/-45]

25 20 15 10 5 0 0

1

2

3

Conclusion

4

Strain (%)

Fig. 5 A comparison between the results of these simulations and the results obtained experimentally for the tension and shear tests.

Figure 6 represents the damage variable distribution calculated numerically and a photo at the fracture of the specimens. The damage zone is also correctly predicted by this model which comforts the previous results. The numerical predictions indicate that damage occurs at the laminates center. For the [0/90]2S laminates, cracks are germinated perpendicularly to the loading direction. [+45/-45]2S laminates exhibit formation and propagation of cracks curved with an angle of approximately 45° to the loading direction. This crack propagation direction corresponds to the fibers orientation. Indeed, the failure directions of the two laminates are different. The experimental observation, confirmed by the numerical results, allows distinguishing clearly the degradation mechanisms in each case: (i) Failure of specimen of fig. 6-a is perpendicular to the loading direction, It corresponds essentially to the fracture of the fibers oriented to 0°. (ii) Specimen of fig. 6-b fails through 45°-oriented direction from the loading direction. It corresponds essentially to the fracture of the fibers under shear loading.

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Fig. 6. Total failure locations from the experiments (below) and from the element damage model (above) for the two lamina [°0/90°] 2S and [+45/-45]2S .

297

A. Mokhtari , M. Ould Ouali

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298


Caractérisation des bois de chêne Algériens par Scanner tomographique à rayons X et logiciel libre Image-J. Kennouche Salim 1, Zerizer Abdelatif 1, Sitouah Nourdine1, Aknouche Abdelhamid1, Frédéric Mothe2 1.

2.

Unité de Recherche, Matériaux-Procédé-Environnement, Université M’Hamed Bougara, Avenue de l’indépendance 35000 Boumerdès, Algérie. Laboratoire d’Etude des Ressources Forêt Bois, INRA 54280 Champenoux, Nancy, France.

RESUME L’objectif de ce travail, est la détermination de la variation de la densité du bois à plusieurs échelles d’analyse sur la totalité de l’épaisseur sur neuf profondeurs différentes en volume des échantillons, les éprouvettes analysées prélevées d’arbres de chêne Zeen et Afarès issus du massif forestier de Yakouren, préalablement découper selon la direction longitudinale-tangentielle. L’analyse est basée sur l'absorption du rayonnement X générer par le scanner tomographique selon des paramètres expérimentaux appropriés permettant une bonne résolution des images. Celles-ci seront traitées à l'aide d’un logiciel libre spécifique d’analyse d’image (Image J), le traitement des images reconstituées est effectué sur chaque image qui correspond à une profondeur de scanne en trois zones distinctes, haute, médiane et basse de chaque espèce de bois. Les résultats obtenus représentent la distribution densitométrique sur les zones analysées, le traitement statistique des résultats à permis de confirmer l’anisotropie du matériau bois, et noter de corrélations de la masse volumique entre les zones traitées, et maitre en exergue, que pour le même coefficient de détermination, l’existence d’une différence entre la distribution de la densité dans les deux cas d’étude, qui évolue linéairement dans l’espèce de chêne Afrès, et d’une non linéairement dans le cas de chêne Zeen.

Mot clés: Bois, analyse tomographique, densité, Image-J. Densité 0.91 I H 1002

I. Introduction La technique d’analyse des bois par le scanner à rayon X à fait l’objet de plusieurs travaux de recherche publiés [1-2-3-4-5]. Le premier scanner à rayon X, étais mis au point en 1972 par Godefrey HOUNSFIELD [6], et appliquée dans plusieurs domaine comme outil de caractérisation, médecine [7], minéralogie [8], hydrologie [9], physiologie des plates [10], bois [11]. Le principe de l’analyse par tomographie est basé sur l’analyse multidirectionnelle de l’interaction d’un faisceau de rayons X avec la matière, par enregistrement par des détecteurs du rayonnement transmis après traversée d’un objet [12], la reconstitution des images est obtenu par le phénomène d’atténuation des faisceaux des rayon X incident sur les plans de coupe du volume des échantillons analysés [6], d’après la théorie de Radon [13]. Dans le cas d’application

(1)

Par ailleurs, une autre étude menée pour maitre en évidence l’influence la variation des niveaux d’énergie de la source de rayon X. Cette étude a démontrée une corrélation R2 = 0.94, entre la densité estimer par Tomographie après calibration et celle mesurée par gravimétrie [15]. L’effet échèle des éprouvettes analysées, influe sur le profil de densité, ce dernier diminue en fonction de la diminution des dimensions des échantillons analysés [17]. En outre, une corrélation linéaire a été établie entre le coefficient d’atténuation et la densité de plusieurs matériaux scannés [18]. La densité des bois issus des bois tropicaux, a été étudiée par le scanner à rayon X, a été mise en exergue sur des échantillons cubique (3×3×3) cm de bois tropical aboutissant à la détermination rapide et non destructive de la carte de densité des échantillons analysé, les valeurs de densité étais fortement corréler (R2 = 0.99), par comparaison entre des deux méthodes utilisées, aussi ce travail laisse comme perspective sur la détermination de quantité de la biomasse contenue dans les bois [11].

de cette méthode au matériau bois, le paramètre principale est la tension qu’est de l’ordre 120Kv [1-1614-4], aussi plusieurs auteurs ont mis en évidence l’influence de l’humidité et sa composition chimique sur l’indice d’atténuation, par une étude comparative entre des échantillons de bois à l’état vert et sec, dont les conclusion arrivent à l’estimation de la distribution de la teneur en eau [14], aussi une relation a été obtenue entre l’indice de Hounsfield et la densité, qu’est un outil de calibration pour déterminer la densité des bois analysés selon la formule (1) suivante :

La densité du bois est une caractéristique d'un intérêt majeur des arbres. Pour les usages industriels telle que, la construction et le rendement des pâtes à papiers, elle est considérée étant un facteur déterminant de la qualité car il est fortement relier avec les propriétés mécaniques et physiques des bois, cas de figure, la contrainte de rupture et retrait [19-20-21-22-23-24]. 299

Salim. Kennouche1, Abdelatif. Zerizer1, Sitouah Nourdine1, Aknouche Abdelhamid1, Frédéric Mothe2 Dans le contexte du changement climatique, il ya une forte demande pour l'estimation de la biomasse forestière avec deux objectifs principaux: la production d'énergie à partir de la ressources forestières disponibles, car le bois est la première source durable d'énergie dans le monde et sa densité est importante non seulement d'estimation de la quantité de biomasse, mais il est aussi proportionnel avec son pouvoir calorifique, et l'évaluation du stockage du carbone dans les arbres sur pied et les produits du bois. L’estimation de la biomasse peut être obtenue par des modèles directs, Ou par des approches indirectes combinant le volume et les estimations de densité du bois dans les arbres [25-2627].

en cône, pour englober entièrement l’objet étudié. Ce faisceau peut avoir des caractéristiques (largeur, énergie) variées. Le principe général de fonctionnement du scanner est d’effectuer de multiples projections sous différents angles. Cette analyse, est une méthode qui permet l'obtenir des images de coupes d’un objet de façon non destructive. Les images sont reconstruites, des enregistrements automatiques d’images sur les surfaces de bois balayées pendant l’opération de scanne.

Par ailleurs, plusieurs études récentes ont été menées, concluant au développement des algorithmes qui permettent la détection et la mesure automatique des nœuds présent dans les bois, avec un des taux de détection allant de 71 à 100 % dans les bois, par exploitation des images obtenues pendant l’opération de scanne à rayon X, [5]. L’outil numérique de traitement d’images ImageJ, est développé au National Institutes of Health (NIH), USA est un Basé sur le programme Java, qu’est disponible gratuitement, open source, disposer d’une plate-forme indépendante, peut être utilisée pour développer des plugins codés par l'utilisateur afin de répondre aux exigences spécifiques de n'importe quelle application conçue [28]. Le logiciel à l’aide de plug-in nommé gourmands http://www.nancy.inra.fr/foret_bois_lerfob/boite_a_outil s/tomographie_x/encodage_de_l_architecture_rameale, disponible gratuitement, permet le traitement des images, et donner le profil de densité.

Fig. 1 : Photos du scanner à rayon X, et les éprouvettes analysées.

Les images récupérer sont traitées avec l’outil numérique libre Image-J, le traitement est effectué sur trois zones distinctes, la zone haute (1) médiane (2), et basse (3) des éprouvettes sur la totalité de l’épaisseur sur neuf surfaces d’analyse (figure 2). R

T

1 2 3

L

Fig. 2. Schéma représentatif de l’échantillon de bois de chêne analysé.

II. MATERIELS ET METHODES

II.1 RÉSULTATS

L’échantillonnage, est effectué dans le massif forestier de YAKOURANE (Tizi Ouzou, Algérie), sur des arbres de chêne Zeen (Quercus canariensis), et chêne Afarès (quercus Afarès). Des éprouvettes sous forme parallélépipédiques de dimension (2×2×18 cm) ont été usinées selon la direction longitudinale. Puis les échantillons sont préalablement mis dans la zone d’analyse du scanner à rayon X (Figure 1), les paramètres de l’opération de scanne sont ajuster de façon à obtenir des épaisseurs de scanne de 0.2 mm ainsi obtenir 9 images pour chaque échantillon. Le scanner à rayon X est basé sur la reconstruction des images à partir de l’atténuation de faisceaux de rayons X lancés selon différentes orientations dans un plan de coupe passant au travers du volume étudié. Dans la présente étude, un scanner de 3ème génération a été utilisé. L’appareil est constitué d’une source de rayons X en rotation et d’un ensemble de récepteurs disposés en arc de cercle (Figure 1). La source génère un faisceau de photons d’ouverture assez large (faisceau en éventail ou

Le logiciel libre Image-J, permet la détermination du profil de densité dans chaque surface d’échantillon en chaque zone analysée (figure 3.b). Le principe de traitement des images après reconstitution du volume d’échantillon analysé, s’effectue par l’importation des neufs images obtenues après scanne, puis passer au traitement à l’aide de l’outil numérique libre (Image-J). Les images sont un ensemble de points appelés pixels, [28] (Grundberg et Grönlund. 1991) ont utilisé cinq classe de densités, celle relative à l’air qu’est comprise entre 0 -250 Kg/m3, 250-775 kg/m3 pour le bois de cœur et les nœuds morts, et 775-900 kg/m3 pour le bois de compression, celle d’aubier de bois est comprise entre 900-1000 kg/m3 et celle supérieurs à 1100 kg/m3 représente les nœuds sains. Dans notre cas d’étude, l’analyse est effectuée sur trois zones d’échantillons de bois de chêne Zeen et Afarès analysés en balayant neufs profondeurs de scanne, les résultats moyens obtenus après analyse sont résumés dans le tableau 1 et les graphes en figure 3.a et b suivants. 300

Salim. Kennouche1, Abdelatif. Zerizer1, Sitouah Nourdine1, Aknouche Abdelhamid1, Frédéric Mothe2

TABLE 1. Résultats des densités des échantillons de bois dans différentes zone analysées.

Chêne Zeen Chêne Afrès

R2

Zone(1) (kg/m3) 1024.98

Zone(2) (kg/m3) 993.70

Zone(3) (kg/m3) 996.18

Ecart type 17.38

0.93

1036.17

982.85

1012.59

26.71

0.79

1

2

a

3

Fig. 4. Distribution de la masse volumique dans les échantillons bois de chêne Afarès. 1- Zone basse ; 2- Zone médiane ; 3- Zone haute.

Les trois courbes suivantes (figure.5) ; (1), (2) et (3), représentent la distribution de la masse volumique, des échantillons de bois de chêne Zeen en fonction de la distance en chaque zone analysée.

b Fig. 3. a. Distribution de la densité moyenne dans les différents échantillons analysés. b. Analyse avec Image-J.

Un calcul statistique, est effectué, entre les masses volumiques moyennes de chaque zone analysée, pour chaque espèce de bois, le tableau (2) suivant, résume les coefficients de détermination R2 calculé.

Les trois courbes suivantes (Figure.4) ; (1), (2), et (3), représentent les résultats de la distribution de la masse volumique en fonction de la distance linéaire de l’éprouvette analysée.

2

1

301

Salim. Kennouche1, Abdelatif. Zerizer1, Sitouah Nourdine1, Aknouche Abdelhamid1, Frédéric Mothe2 milieux, telle que l’altitude de croissance des arbres est explicatif, indiquer dans les travaux de (Polge.1973) [29], car les arbre de chêne Afrès poussent en hauteur de la forêt, contrario aux arbres de chêne Zeen qui poussent en zone basse de la forêt. Aussi une forte corrélation à étais prélevée entre la distribution de la masse volumique des éprouvettes de bois de chêne Afrès et Zeen. La Variation est estimée linéaire dans les trois zones analysées, avec un coefficient de détermination R2 variant de 0.58 à 0.68 (tableau.2), avec une erreur estimer à 28% dans le cas des éprouvettes de chêne Zeen, dans le cas des échantillons de chêne Afarès, R2 varie de 0.85 à 0.87 (tableau.2) avec une erreur estimer à 16%. Ce résultat, est considérer comme un indicateur préliminaire sur les propriétés mécanique, car plus la densité des bois est élevée, plus les propriétés mécaniques du bois de chêne sont fortes [19- 30], et un bon indicateur des propriétés du bois pour sa rétractibilité [31], et son comportement à l’usinage, plus les bois sont dense, plus les efforts de coupe sont importants [32]. Aussi, les résultats obtenus sur les densités des bois de chêne, élucident une information majeure sur la durabilité des bois de chêne Zeen et Afarès.

3

Fig. 5. Distribution de la masse volumique dans les échantillons bois de chêne Zeen. 1- Zone basse ; 2- Zone médiane ; 3- Zone haute.

TABLE 2. Corrélation entre les masses volumiques dans chaque zone analysée, de chaque espèce de bois.

Chêne Zeen Chêne Afrès

II.

R2Zone (1-2) 0.63 0.85

R2Zone (1-3) 0.68 0.86

R2Zone (2 -3) 0.58 0.87

Erreur (%) 28 16

DISCUSSION DES RESULTATS

IV. CONCLUSION

Les résultats, montrent des valeurs (tableau.1) de densité un peu élevées dans la zone haute des éprouvettes analysés, par comparaison aux autres, zones médianes et basses des échantillons de bois de chêne Zeen et Afarès scannés, cela peut être expliquer par la direction dont les arbres étais exposer dans leurs milieux de croissance, c'est-à-dire les cotés exposer à la direction nord, reçoivent plus d’énergie lumineuse que celle exposées à la direction sud. Aussi cette analyse à permis la mis en exergue de la densité élevée des échantillons de chêne Afrès comparant à celle du chêne Zeen, cela peut être expliquer par une présence d’humidité dans les échantillons analysés par tomographie à rayon X [1], notant lors de leurs étude sur des échantillons issus de différentes essences, ces derniers sont scannés à des niveaux d’humidité variables, les résultats de l’étude, montre des corrélations entre les coefficients d’atténuation et la densité, ainsi que le taux d’humidité des échantillons étudiés [1].

Les analyses densitométrique effectuer sur les échantillons de bois de chêne Zeen (quercus canariensis) et chêne Afrès (quercus afares) par la méthode utilisée au Laboratoire d'Etudes et de Recherche sur le Matériau Bois, par l’utilisation du scanner à rayon X, a permis l’obtention d’une cartographie de distribution de la densité des éprouvettes de bois de chêne Algérien, d’une manière rapide, l’analyse statistique des résultats montrent une forte corrélation entre la densité dans chaque espèce, et zone analysée, en mettant en exergue les valeurs des coefficients de détermination R2, qui varient entre 0.58 à 0.93, aussi de noter la distribution non linéaire des valeurs de densités en fonction de la distance linéaire de la zone analysée, cette distribution est bien corrélée dans le cas de chêne Afarès R2 qui varie de 0.80 à 0.84, et de 0.66 à 0.70, dans le cas de figure des échantillons de chêne Zeen. Par comparaison à la littérature, vu leurs densité élevée, les bois de chêne Zeen et Afrès Algérien, sont des bois qui sont difficilement transformable, aussi de bonne qualité de point de vue résistance et durabilité.

L’analyse statistique des résultats obtenus montre que la distribution de la densité en fonction de la distance par apport au cœur des éprouvettes , suit une lois non linéaire sous forme d’un polynôme de deuxième ordre, dans les deux types de bois de chêne étudié, avec des coefficients de détermination R2, qui varie entre 0.66 et 0.70 (figure.5), avec une erreur estimer à 13 %, dans le cas du chêne Zeen, et R2, qu’est d’ordre de 0.80 à 0.84 (figure.4) dans le cas du chêne Afarès, ce qui explique le caractère anisotrope du bois, d’autre part l’effect

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[17] M.W. Marashdeha,n, S. Baukb, A.A. Tajuddina, R. Hashim, 2012. Measurement of mass attenuation coefficients of Rhizophora spp. Binderless particleboards in the 16.59–25.26 keV photon energy range and their density profile using x-ray computed tomography, Applied Radiation and Isotopes 70, pp656–662.

[32] Stewart H.A., Polak D.J., 1985. Relating specific gravity and mechanical properties of hardwoods to machining defects, Forest Prod. J. 35(10), pp 69-72.

303


Application of First Order Shear Deformation Theory for Buckling Analysis of Functionally Graded Plates M. BOUAZZA1, 2, E.A. ADDA-BEDIA 2 1. 2.

Department of Civil Engineering, University of Bechar, Bechar 08000, Algeria. Laboratory of Materials and Hydrology (LMH), University of Sidi Bel Abbes, Sidi Bel Abbes 2200, Algeria.

[email protected]

ABSTRACT In this paper, the buckling behavior of functionally graded material (FGM) plates under thermal load is investigated based on the first order shear deformation theory. The material is graded in the thickness direction according to a powerlaw distribution in terms of the volume fractions of the constituents. The thermal loads are assumed to be uniform, linear and non-linear distribution through-the-thickness. The derived equilibrium and buckling equations are then solved analytically for a plate with simply supported boundary conditions. Numerical examples cover the effects of the gradient index, plate aspect ratio, side-to-thickness ratio and loading type on the critical buckling for FGM plates. Keywords: Buckling, functionally graded plate; first order shear deformation theory.

I. Introduction In addition to the aforementioned linear analyses (small strains), the nonlinear response of FGMs has also attracted research interest. Praveen and Reddy [7] conducted a geometrically nonlinear transient analysis of FGM plates under thermal and mechanical loading, and Park and Kim [8] carried out a thermal postbuckling and vibration analysis of FGM plates based on the firstorder shear deformation plate theory. Bouazza et al [914] analyzed thermal buckling of sigmoid functionally graded plates using first order shear deformation theory and classic plate theory. In that study, the material properties of functionally graded plates were assumed to vary continuously through the thickness of the plates, according to the two power law distribution in terms of the volume fractions of constituents.

Functionally graded materials (FGMs) have gained wide application in a variety of industries due to their distinctive material properties that vary continuously and smoothly through certain dimensions. Compared with common composites, FGMs avoid the inter-laminar stress gaps that are caused by mismatches in the properties of two different materials, and can be adjusted appropriately according to practical requirements. The research on FGMs mainly focuses on thermal stress analysis, the determination of static and dynamic responses, and vibration analysis. Obata and Noda [1] studied the thermal stresses in a hollow circular cylinder and a hollow sphere of an FGM, and Fukui et al. [2] examined the stresses and strains in a functionally graded thick-walled tube under uniform thermal loading. Reddy and Chin [3] presented a finite element formulation for the analysis of the dynamic thermoelastic response of functionally graded cylinders and plates that employs the first-order shear deformation plate theory to account for the transverse shear strains and the rotations. A generic static and dynamic finite element formulation was proposed by Liew et al. [4] for the modeling and control of piezoelectric shell laminates under coupled displacement and certain temperatures and electric potential fields. Pelletier and Vel [5] provided an analytical solution for the steady-state response of a functionally graded thick cylindrical shell subjected to thermal and mechanical loads, and Yang and Shen [6] investigated the free vibration and dynamic instability of functionally graded cylindrical panels subjected to combined static and periodic axial forces in a thermal environment.

In this study, the thermal buckling analyses of PFGM are investigated by using first order shear deformation theory. The Von Karman’s nonlinear straindisplacement relation is used to account for buckling due to thermal load. Material properties are varied continuously in the thickness direction according to a simple power law distribution. The thermal buckling behaviors under uniform, linear and sinusoidal temperature rise across the thickness are analyzed. In addition, the effects of temperature field, volume fraction distributions, and system geometric parameters are investigated.

II. Functionally graded materials Consider a case when FGM plate made up of a mixture of ceramic and metal as show in Fig1. The material properties vary continuously across the 304

M. BOUAZZA , E.A. ADDA-BEDIA thickness according to the following, which are the same as the equations proposed by Praveen and Reddy [7] E ( z ) E m Ecm V f ( z ) Ecm Ec E m (1) ( z ) m cm V f ( z ) cm c m

where h/2

( E1 , E2 , E3 )

& (1, z, z

2

) E ( z )dz

(7)

h / 2

% ( z) % 0

h/2

(D , C)

& (1, z) E ( z) ( z)T ( x, y, z) dz

(8)

h / 2

To establish the stability equations, the critical equilibrium method is used. Assuming that the state of stable equilibrium of a general plate under thermal load may be designated by w0 . The displacement of the neighboring state is w0 w1 , where w1 is an arbitrarily small increment of displacement. Substituting w0 w1

Fig. 1. Typical FGM rectangular plate.

into Eq. (6) and subtracting the original equation, results in the following stability equation

where subscripts m and c refer to properties of metal and ceramic, respectively, and V f (z ) is volume fraction of the constituents which can mostly be defined by power–law functions [15,16]. For power-law FGM, volume fraction function is expressed as V f ( z ) z / h 1 / 2

B4 w1

(9)

E (1 % 2 ) 1 ( N x0 w1, xx N y0 w1, yy 2 N xy0 w1, xy ) 0 E1 E3 E 22

(2)

k

2 (1 % ) 2 0 B ( N x w1, xx N y0 w1, yy 2 N xy0 w1, xy ) E1

where, N x0 , N y0 and N xy0 refer to the pre-buckling

III. Stability equations

force resultants

Assume that u , v , w denote the displacements of the neutral plane of the plate in x, y, z directions respectively; @ x , @ y denote the rotations of the normals

To determine the buckling temperature difference :Tcr , the pre-buckling thermal forces should be found firstly. Solving the membrane form of equilibrium equations, gives the pre-buckling force resultants

to the plate midplane. According to the first order shear deformation theory, the strains of the plate can be expressed [17-19] x u, x z@x , x y A, y z@ y , y (3) u A z (@ @ ) xy

,y

,x

xz @x w, x

x, y

N x0

Substituting Eq(10) into Eq. (9), one obtains (3)

y, x

zy @ y w, y

B4 w1

The forces and moments per unit length of the plate expressed in terms of the stress components through the thickness are h/2

&

Nij

h / 2

h/2 ij

dz ; M ij

&

z dz

h / 2

;

Qij

&$

ij

dz

The simply supported boundary condition is defined

w1 0 , M x1 0 , @ y 1 0 on x 0 , a

(4)

h / 2

w1 0 , M y1 0 , @ x 1 0 on y 0 , b

The nonlinear equations of equilibrium according to Von Karman’s theory are given by: N x , xx 2 N xy , xy N y , yy 0 M x , xx 2M xy , xy M y , yy Qx , x Q y , y 0

(5)

In this section, the thermal buckling behaviors of fully simply supported rectangular metal-ceramic plates under thermal environment are analyzed. The thermal load is assumed to be uniform, linear and sinusoidal temperature rise through the thickness direction. The reference temperature is assumed to be 5°C. The effects of volume fraction index and geometric parameter a/h are investigated in each case.

Using Eqs.(1) (3) and (4), and assuming that the temperature variation is either linear with respect to xand y-directions, or constant, the equilibrium Eq. (5) may be reduced to a set of two equations as 2 (1 % ) 2 B ( N x w, xx N y w, yy 2 N xy w, xy q ) E1

(12) (4)

IV. Buckling analysis

Qx , x Q y , y q N x w, xx N y w, yy 2 N xy w, xy 0

B4w

E (1 % 2 ) D 2 2 (1 % ) D 4 B w1 0 B w1 1 E1 1 % E1 E3 E22 1 % (11)

as

h/2 ij

D D , N y0 , N xy0 0 1 % 1 %

(6)

E (1 % 2 ) 1 ( N x w, xx N y w, yy 2 N xy w, xy q ) 0 E1 E3 E 22

305

M. BOUAZZA , E.A. ADDA-BEDIA IV.1. Uniform temperature rises 6

Nondimasional critical buckling temperature

The plate initial temperature is assumed to be Ti . The temperature is uniformly raised to a final value T f in which the plate buckles. The temperature change is

:T T f Ti . IV.2.

Linear temperature rise

5

Present FEM[22] 4

3

2

1

0 0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

a/b

The temperature field under linear temperature rise through the thickness is assumed as :T T ( z ) ( z h / 2) Tm (14) h

Fig. 2. Critical temperature of simply supported isotropic plates (a/h = 100). (14)

In addition, the buckling loads for simply supported, isotropic plates under uniform temperature rise are calculated and compared in Fig 2 with finite element results obtained by Kari et al [22]. It can be seen that, for most cases the present results agree well with existing results.

where z is the coordinate variable in the thickness direction which measured from the middle plane of the plate. Tm is the metal temperature and :T is the temperature difference between ceramic surface and metal surface, i.e., :T Tc Tm . IV.3.

V.2.

Firstly, the critical buckling temperature are calculated for functionally graded plates with different volume fraction exponent under uniform temperature rise, linear and sinusoidal temperature distribution across the thickness and are plotted in Figs. 3 and 4. The (15) figures plate aspect ratio is set as (a/b=1). These two show that the critical buckling temperature or temperature difference :Tcr increases as the relative

Sinusoidal temperature rise

The temperature field under sinusoidal temperature rise across the thickness is assumed as #

,z ,

(15) Tm T ( z ) :T !1 cos 2 4 h "

V. Numerical results and discussion V.1.

Buckling analysis of FGM plates

thickness h/a increases, whatever the gradient index k is. However, the critical temperature gradient under sinusoidal temperature rise is higher than that under linear and uniform temperature rise.

Comparisons

In order to prove the validity of the present formulation, results were obtained for isotropic plates and compared with the existing ones in the literature. The critical temperatures of simply supported, isotropic square plates subjected to constant and linearly varying temperature distributions obtained using first order shear deformation theory are verified against the energy method based results of Gowda and Pandalai [21] and solution of Kri et al [22] based on finite element method using semiloof element in Table 1. Both results are in excellent agreement.

28000 26000 24000

Critical temperature (°C)

22000

Uniform temperature rise Linear temperature rise Sinusoidal temperature rise

20000 18000 16000

P-FGM FSDT k=0 a/b=1 Tm=5°C

14000 12000 10000 8000 6000 4000 2000 0 -2000 0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

h/a

TABLE1. CRITICAL TEMPERATURE FOR ISOTROPIC SQUARE PLATES SUBJECTED TO DIFFERENT FORMS OF TEMPERATURE DISTRIBUTION

a / h 100 , 2 *10

Temperature distribution Uniform temperature rise Linear Temperature rise

6

Fig. 3. Critical buckling temperature rise of a functionally graded square plate vs h/a (k = 0).

,% 0.3 .

Analytical [21] 63.27

FEM [22] 63.33

Present

126.54

126.0

126.47

63.237

306

M. BOUAZZA , E.A. ADDA-BEDIA 11000 10000


9000 8000


7000 6000

1- The critical buckling temperature for functionally graded rectangular plates are generally lower than the corresponding values for homogeneous plates. It is very important to check the strength of the functionally graded plate due to thermal buckling, although it has many advantages as a heat resistant material.

P-FGM FSDT k=2 a/b=1 Tm=5°C

5000 4000 3000

2- As the geometrical parameter h/a is increased, the critical temperature gradient increases rapidly.

2000 1000 0 -1000 0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

3- As the volume fraction index k is increased, the critical temperature gradient decreases. This is because as volume fraction index is increased, the contained quantity of ceramic decreases.

0.30

h/a

Fig. 4. Critical buckling temperature rise of a functionally graded square plate vs h/a (k = 2)

4- As the critical temperature under sinusoidal temperature rise has the highest value in three cases, and that under linear temperature rise is higher than that under uniform temperature rise.

Fig. 5 shows the buckling temperature vs the material gradient exponent k for a plate with h/a=0.2, a/b =1. We can see that the critical buckling temperature for a homogeneous ceramic rectangular plate with k = 0 is considerably higher than that those for the functionally graded square plate with k ≥ 0. It is evident that the buckling temperature decreases as the material volume fraction exponent k increases monotonically. As the gradient index k changes from 0 to 1, the critical buckling temperature decreases significantly. When k changes from 1 to 2, it reduces very slowly, and as k becomes larger than 2, it will become a constant practically. It is also found that for a FGM square with small gradient index k, the difference between the buckling temperature of linear and sinusoidal temperature distributions is small.

5- The critical buckling temperature difference for functionally graded rectangular plate calculated of power–law FGM or sigmoid FGM are identical for power law index values equals to 1

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14000

P-FGM FSDT h/a=0.2 a/b=1 Tm=5°C


12000


10000

8000

6000

4000

2000 0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

k

Fig.5. Critical buckling temperature rise of a functionally graded square plate vs k (a/b=1, h/a=0.2).

VI.

Conclusions

Thermal buckling analyses of fully simply supported rectangular FGM plates under thermal environment are investigated by using first order shear deformation theory. The Von Karman’s nonlinear straindisplacement relation is used to account for buckling due to thermal load. The thermal load is assumed to be uniform, linear and sinusoidal temperature rise through the thickness direction. Based on the numerical results, the following conclusions are reached: 307

M. BOUAZZA , E.A. ADDA-BEDIA

[13]

[14]

[15]

[16]

[17]

[18] [19]

[20]

[21]

[22]

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308


Elaboration d’un nouveau liant magnésien par une dolomie locale R. Marouf1, F. Ouadjenia1, F. Zahaf1 1

Laboratoire de Matériaux, Applications et Environnement, Université de Mascara, Algérie

RESUME La décomposition de la dolomite sous l’effet de la chaleur, libère l’oxyde de magnésium en plus de carbonate de calcium. L’obtention du MgO à partir d’une dolomie provenant de Ouled Mimoun (Tlemcen, Algérie) se fait à la température de 800°C pendant une heure de traitement. L’hydratation de la dolomie caustique par MgCl2 donne un liant fort et dur, révélé par les tests de la résistance à la compression. L’ajout de la pouzzolane au liant magnésien s’est avéré bénéfique car les résistances mécaniques développées par ce dernier sont acceptables. Les échantillons à base de Triple super phosphate et de l’Urée présentent de bonnes résistances et un durcissement rapide.

Mots clés: dolomie, calcination, hydratation, ajouts, résistance à la compression. Par la suite hydrater cet oxyde avec des solutions salines telles que le MgCl2, Na2S04 et Na2HPO4. Le sable et la pouzzolane ont été utilisés afin d’évaluer l’apport de l’ajout sur le renforcement du liant. Le fait que la nature de la salinité influe sur le durcissement et la résistance mécanique du liant étudié, nous a incité à introduire avec la dolomie calcinée des matières à base de ces sels. Les matières ajoutées sont le triple superphosphate (TSP) et l’urée. Cette dernière a été utilisée afin d’apporter l’azote ou précisément les acides aminés. Après durcissement des échantillons on a testé leurs résistances à la compression.

I. Introduction Le carbonate de magnésium se trouve dans la nature sous la forme de la magnésite ou de la dolomite (giobertite). Il perd son dioxyde de carbone par cuisson à température moyenne. Il acquiert alors la faculté de durcir en présence de solutions salines. Les liants qui sont ainsi obtenus sont des liants magnésiens. Ces produits ne sont pas intensément utilisés comme les ciments portland et la chaux, mais ils sont employés de façon spécifique et font toujours l’objet d’investigations. La dolomie à température moyenne (700 °C) perd d’abord l’acide carbonique du carbonate de magnésium et devient un liant hydraulique qui ne répond pas à la définition des normes relatives à la chaux. Ce n’est qu’après une décarbonatation complète que la dolomie passe à l’état de chaux grise. Un chauffage plus intense lui fait perdre la possibilité d’être éteinte. La dolomie se transforme en dolomie frittée qui correspond au minéral périclase. Par gâchage de l’oxyde de magnésium avec la solution de chlorure de magnésium, une partie de MgO se dissout jusqu’à saturation de la solution engendrée par Mg(OH)2. L’hydrate de magnésium se précipite, en formant des grains qui constituent une enveloppe qui rend

II. Matériaux et méthodes II.1 Matériau La dolomie utilisée dans ce travail provient du gisement de Ouled Mimoun, situé dans la région de Tlemcen. C’est une matière finement broyée de couleur marron jaunâtre, dont la granulométrie la plus importante est comprise entre 63 µm et 250 µm avec un taux de 82,32%. La fraction 63 µm E x E 250 µm sera utilisée pour la suite des travaux. La composition chimique de la dolomie a été déterminée par une microsonde de type Cameca SX- 50. L’analyse a révélé les résultats cités dans le tableau 1. Les échantillons ont été calcinés, à l’air libre, à des températures variables dans un four à moufle, avec une vitesse de chauffe de 10°C/min. Les espèces minéralogiques de la dolomie brute et traitée thermiquement ont été identifiées par un diffractomètre type INEL CPS 120, utilisant une anticathode de Cobalt.

difficile la pénétration de l’eau, d’où le ralentissement de l’hydratation. Ce qui explique l’addition du MgCl2 qui favorise et augmente la solubilité du MgO en donnant un composé nommé l’hydroxychlorure de magnésium (MOC) [1, 5]. La libération de l’oxyde de magnésium par la dolomie se fait par calcination à la température de 800°C à l’air libre [6]. L’objectif de ce présent travail est de traiter thermiquement la dolomie brute afin d’obtenir le MgO.

Tableau 1. Composition chimique de la dolomie brute

309

Constituant

SiO2 CaO

Taux (%)

0,01 31,18 21,05 0,01

MgO

Cr2O3 Fe2O3 Al2O3 P.F 0,02

0,002 46,50

R. Marouf, F. Ouadjenia, F. Zahaf II.2 Procédure Afin de libérer la totalité de l’oxyde de magnésium à partir de la dolomie, on a cuit nos échantillons à la température de 800°C, pour des temps de cuisson allant de 25 minutes jusqu’à 75 minutes. Après on a hydraté nos différents échantillons par des solutions saline à base de chlorure, de sulfates et de phosphate à une même concentration égale à 1,4 M. Avant les essais mécaniques, les échantillons sont préparés sous forme de petits cubes, de taille 4x3x2 cm3. Après une période de 24 heures dans le moule, les échantillons durcissent à l’air libre pendant une journée. Lorsque le délai de 48 heures est terminé, les échantillons sont près à subir le test de la résistance à la compression.

D-800

7500

C

Intensité

6000 MgO

4500

CaO

3000 CaO

MgO CaO

Q

1500

C C

C

CaO

0 0

20

40

60

80

100

120

2 Tétha

Fig. 1. Spectres DRX de la dolomie brute et celui de la D-800

III. Résultats et discussions III.1 Analyses par DRX

30

Rc Kgf/cm 2

Selon la figure 1, la dolomie contient peu d’impuretés à l’exception du quartz. A 800°C, la dolomite se transforme en oxyde de magnésium et en calcite, l’intensité des pics de cette dernière devenant de plus en plus importante. La décomposition de la dolomite à l’air libre se déroule en deux étapes, la première à 800°C, la seconde à 900°C selon les réactions suivantes [7] :

20

10

0

20

CaMg(CO3)2 CaOCO3

CaOCO3+ MgO + CO2 CaO + CO2

40

60

80

Temps de cuisson (minutes)

III.2 Temps optimal

Fig. 2. Evolution de la résistance à la compression en fonction du temps de cuisson à T= 800°C.

Les résultats relatifs à l’évolution de la résistance à la compression en fonction du temps de cuisson sont représentés dans la figure 2. On constate que la résistance à la compression croît au fur et à mesure qu’on augmente le temps de cuisson, jusqu’à ce qu’elle atteint une valeur maximale de 22 kgf/cm2. Cette valeur diminue lorsque le temps de cuisson dépasse 60 minutes. Elle chute à 10 kgf/cm2 pour une durée de 75 minutes.

Après hydratation et durcissement pendant 48 heures (fig.3), les phases formées sont celles de l’oxychlorure de magnésium et de l’hydroxyde de magnésium (Mg(OH)2). A partir de ces résultats, la dolomie s’est révélée comme étant un liant magnésien développant des résistances mécaniques appréciables. Les conditions de température et du temps de cuisson, qui sont respectivement 800°C et 60 minutes, seront applicables pour les expériences ultérieures.

Dol- N

40000

D

30000

20000

10000

Q

DD D

0

Fig. 3. Spectre DR X de la dolomie calcinée et hydratée par MgCl2

310

R. Marouf, F. Ouadjenia, F. Zahaf Les échantillons ont été réalisés avec la pouzzolane et le sable à des pourcentages de 5, 7 et 10 %, et hydratés par le chlorure de magnésium ainsi que l’hydrogénophosphate de sodium. Les principaux résultats obtenus après le test de la compression, figurent dans le tableau 3. On remarque que la plus grande résistance à la compression est obtenue avec une composition contenant 5 % de sable ou de pouzzolane crus. Au-delà de ce pourcentage, les résistances à la compression diminuent progressivement. Les dolomies mélangées avec les ajouts et hydratées par MgCl2, donnent des résistances légèrement supérieures à celles hydratées par les phosphates.

III. 3 Influence des additifs Afin de tester l’effet d’autres sels que le MgCl2 sur l’hydratation et le durcissement de la dolomie caustique, nous avons mélangé, avec le MgCl2, le sulfate de sodium (Na2SO4) et l’hydrogéno- phosphate de sodium (Na2HPO4) à une même concentration égale à 1.4 moles/litre. La quantité de solution saline nécessaire à l’hydratation est exprimée par le rapport : solution saline 25% . Les résultats obtenus dolomie calcinée après durcissement de 48 heures sont reportés sur le tableau 2. L’échantillon hydraté par les sulfates de sodium a la plus faible résistance à la compression. Cette dernière augmente jusqu’à 22,73 kgf/cm2, lors qu’on ajoute le MgCl2. Par contre, l’échantillon hydraté par les phosphates de sodium a une bonne résistance à la compression, de l’ordre de 29,30 kgf/cm2. Lors qu’on lui ajoute MgCl2, cette valeur diminue jusqu’à 11,72 kgf/cm2. L’addition des phosphates d’ammonium (solide), à la dolomie calcinée, et l’hydratation par MgCl2, augmentent fortement la résistance à la compression. Cette dernière atteint une valeur de 35,15 kgf/cm2. Le ciment phosphate de magnésium a montré un pouvoir de durcissement important et rapide. Ceci s’explique par l’existence des radicaux phosphates qui se combinent avec l’hydroxyde de magnésium, pour donner des composés tels que MgNaPO4.6H2O et MgNH4PO4.6H2O [8]. Par l’incorporation de Na2SO4, les échantillons développent de faibles résistances mécaniques. Cette faible réactivité n’est pas due à la présence des anions SO42- mais à l’absence des ions Mg2+ [5].

Tableau 3. Résistances à la compression après hydratation par Na2SO4 et Na2HPO4.

Ajout + dolomie calcinée

Sulfates (Na2SO4)

29,30

Phosphates + sulfates

03,50

MgCl2+ sulfates

22,73

MgCl2 + phosphates (Na2HPO4)

11,72

MgCl2+ phosphates [(NH4)3PO4 ]S

35,15

20,84

Pouzzolane (5%) + phosphates +

12,50

Sable (5%) + phosphates

10,00

Pouzzolane (5%) + MgCl2

18,00

Sable (5%) + MgCl2

11,67

Le sable introduit dans les mêmes conditions donne aux échantillons hydratés une résistance moyenne, par rapport à la pouzzolane. Ceci est dû au fait que le sable soit inerte non seulement à la température ambiante mais même aux températures ordinaires de cuisson [6]. III. 5 Influence de triple super phosphate et de l’urée Le triple super phosphate (TSP) et l’urée sont des fertilisants utilisés pour les besoins agricoles. Ils procurent les phosphates et l’azote respectivement, indispensables pour la croissance des plantes. Le TSP contient 38 à 48 % de P2O5, tandis que l’urée renferme 46% d’azote [9]. Sachant que ces produits contribuent au durcissement de la dolomie caustique après hydratation, on a jugé utile de les mélanger avec notre matière première, afin de tester leur efficacité. Après un mélange de la matière première avec le TSP et l’urée, on a hydraté le tout avec la solution de chlorure de magnésium et celle du sulfate de sodium, ainsi que l’eau de mer. Ce dernier est utilisé comme source de MgCl2. les résistances à la compression mesurées sont regroupées dans tableau 4. On remarque que la dolomie caustique, mélangée au triple super phosphate et hydratée par MgCl2, donne une résistance à la compression plus élevée par rapport à celle hydratée par les sulfates. Par contre, l’ajout de la pouzzolane au mélange dolomie calcinée et TSP abaisse cette résistance.

Résistance à la compression (kgf/cm2) 02,14

Phosphates (Na2HPO4 sol)

Pouzzolane (5%) + phosphates

eau de mer

Tableau 2. Résistances à la compression après hydratation par Na2SO4 et Na2HPO4. Solution saline

Résistance à la compression (kgf/cm2)

III. 4 Influence des ajouts Après l’étude de l’hydratation de la dolomie par les solutions salines, nous avons jugé utile de la mélanger avec des ajouts, de type pouzzolane et sable. L’introduction de ces additifs a pour but de tester l’affinité de la matière première envers les agrégats et de déterminer leur efficacité par rapport à l’hydratation et le durcissement du liant. 311

R. Marouf, F. Ouadjenia, F. Zahaf contribuent énormément au renforcement du liant et ils augmentent considérablement sa résistance à l’eau. Par contre, la solution de sulfate ne donne pas au liant dolomitique des résistances mécaniques espérées. Nous avons également tenté d’hydrater la dolomie avec l’eau de mer, sachant que cette dernière renferme du chlorure de magnésium, en plus d’autres sels. Le résultat s’est avéré non concluant. L’ajout de la pouzzolane a été bénéfique par rapport à celui du sable, car les résistances mécaniques développées par ce dernier étaient largement inférieures à celles de la pouzzolane. Les échantillons à base d’urée présentent de très bonnes résistances à la compression, qui atteignent 42 kgf/cm2. Les échantillons à base de phosphates fournis par le TSP, ont aussi montré un pouvoir de solidification important et un durcissement rapide. La combinaison du TSP et de l’urée a conduit à la formation d’un composé à base de phosphate-azote, témoin de leur capacité à se combiner pour former avec la dolomie un liant de bonne qualité.

L’ajout de l’urée solide, à la dolomie calcinée, donne une résistance à la compression très importante, égale à 42 kgf/cm2. Celle-ci diminue, lorsque nous introduisons l’urée sous forme de solution, atteignant ainsi une valeur de 18 kgf/cm2. La matière première mélangée avec l’urée solide et le TSP, hydratée par MgCl2, possède une résistance à la compression assez élevée. Enfin l’ajout de la pouzzolane à l’urée a entraîné une diminution de la résistance mécanique du ciment. Tableau 4. Résistances à la compression après l’ajout du TSP et l’Urée

TSP + Urée

Résistance à la compression Kgf/cm2

TSP 5% + MgCl2

23,00

TSP 5% + sulfates

11.80

TSP 5% + eau de mer

08,00

TSP 5% + pouzzolane 5% + MgCl2

16,70

Urée sol. + MgCl2

18,00

Urée S. 5% + MgCl2

42,00

Urée S. 5% + MgCl2 + pouzzolane

14,70

Urée S. 5% + eau de mer

07,35

Urée S. 5% + TSP 5% + MgCl2

28,80

Références [1] F.C. Happer, J. Appl. Chem. 17 (1967) 9. [2] B. Matcovic, J. Am. Ceram. Soc. (1977) 504. [3] L. Urwongse, C.A. Sorrell, J. Am.. Ceram. Soc. (1980) 501.

Le triple super phosphate, utilisé comme source de phosphates, a contribué au renforcement de la pâte durcie. L’ajout d’urée à la dolomie caustique est très intéressant du fait qu’il cède de l’azote qui est un constituant utile pour le durcissement et la solidification du liant, d’où l’obtention de grandes résistances à la compression.

[4] C.A. Sorrell, C.R. Armstrong, J. Am. Ceram. Soc. (1976) 51. [5] P. H. Matray, P. Hmelin, Matériaux et Structures, (1991) 106. [6] C. Jouenne, Traité de céramiques et matériaux minéraux, Ed. Septima, Paris, (1984). [7] H.D. Wiedeman, G. Bayer, Thermochim. Acta 121 (1987) 479.

IV. Conclusion La dolomie peut être effectivement un liant dolomitique en respectant les conditions du traitement: la température et le temps de cuisson, qui sont respectivement 800°C et une heure. La formation du liant dolomitique se fait après hydratation de la dolomie traitée avec une solution saline telle que MgCl2 ou une solution de phosphate. Quelque soit les radicaux phosphatés mélangés avec la dolomie calcinée, ils

[8] E. Fernandez, F. J. Gil, M. P. Ginebra, F.C.M. Driessens, J. A. Planell, J. Mater. Sci. (1999) 169. [9] Fertalge Industries SPA, fiches techniques. Unité de production d’Arzew 2001.

312


MODELE DE POUTRE EULER-BERNOULLI ET TIMOSHENKO DANS L’ETUDE DES NANO-MATERIAUX Abderrahmane Besseghiera,c, Abdelouahed Tounsia , Lakhdar Boumiab a

Laboratoire des Matériaux et Hydrologie, Université de Sidi Bel Abbés, BP 89 Cité Ben M'hidi, 22000 Sidi Bel Abbés, Algérie b Université de Sidi Bel Abbés, Département de physique, BP 89 Cité Ben M 'hidi, 22000 Sidi Bel Abbés, Algérie c Centre Universitaire de Tissemsilt, Institut des Sciences et Technologies, B.P 182,38000 Tissemsilt, Algeria

ABSTRACT Les nouveaux matériaux élaborés dans les ateliers de fabrication peuvent être analysés par les théories de résistance des matériaux. L'objectif de ce travail est l'étude des vibrations transverses des nanotubes de carbone. L’abréviation (CNTs) désigne le terme nanotube de carbone. Cette étude se concentre sur la vibration et propagation d'ondes dans les (CNTs), et plus précisément les (DWNT). On rappelle qu'on parle aussi de nanotubes de carbones à double feuillets (en anglais double-walled carbon nanotubes, DWNT). Pour cette étude, on emploie le modèle de poutre d'Euler-Bernoulli et le modèle de poutre Timoshenko. On étudie les effets de déformation rotatoire d'inertie et de cisaillement sur la propagation d'onde transversale dans différents nanotubes de carbone (CNTs) dans la marge de terahertz. Des résultats détaillés sont démontrés pour des vitesses d'onde transversale de CNTs double-wall, basées sur le modèle de poutre de Timoshenko et le modèle de la poutre Euler, respectivement. Les effets de la déformation rotatoire d'inertie et de cisaillement sont négligeables et la propagation d'onde transversale peut être décrite d'une manière satisfaisante par le modèle existant de simple poutre Euler seulement quand la fréquence est lointaine au-dessous de plus basse fréquence critique. Pour le modèle Timoshenko on fait intervenir l'effet de l'inertie rotatoire et de la déformation de cisaillement, qui fait impliquer deux équations d'ondes couplées. En particulier, l'inertie et la déformation rotatoires de cisaillement ont un effet significatif sur les vitesses de d'onde et les fréquences critiques particulièrement pour CNTs de plus grands rayons. Mots-clés: Matériaux, Nano-structures, Vibration, Timoshenko-beam, interaction de Van der Waals. et les modèles de l'espace tridimensionnel pour étudier la flexion, ainsi que les comportements en vibration des (CNTs). Parmi les diverses modèles proposés, le modèle de la poutre élastique continue, qui a efficacement étudié la vibration et la propagation d'onde dans les nanotubes de carbone. (3.4) L'analyse de la propagation d'onde sera faite en premier lieu en assimilant le DWNT comme une poutre élastique. la propagation transversale d'onde dans les nanotubes de carbone à double- parois notés (DWNT) est étudiée en se basant sur simple et double modèle de poutre élastique, dont la vibration est analysée soit par l'équation d'Euler –Bernoulli ou l'équation Timoshenko. La simplicité du modèle élastique de poutre, qui néglige l'interaction entre les tubes et suppose que les tubes nichés de multiwalled les nanotubes de carbone (MWNTs) se déforment coaxialement Le modèle simple de la poutre d'Euler est relativement simple et facile pour s'appliquer. L'équation régissante d'Euler contient seulement une variable inconnue (la déflexion de la poutre) parce que les effets du

I. Introduction Les nanotubes de carbone (CNTs) sont parmi les plus prometteurs nouveaux matériaux pour la nanotechnologie, en raison de leurs propriétés électroniques, chimiques, thermiques, et mécaniques remarquables. (1,2) L'étude de la propagation de vibration transverse des ondes dans CNTs est une matière importante d'intérêt courant. Le comportement mécanique des CNTs a été sujet à de nombreuses études récentes de recherches. Le comportement mécanique de (CNTs) a été exploré par des expériences: simulations de la dynamique moléculaire (MD), et la mécanique élastique continue. Actuellement il y a quelques difficultés rencontrées dans la conduite des expériences sur les (CNTs) en raison des dimensions de nanomètre. On rapporte dans la littérature que la mécanique du milieu continu peut servir de méthode alternative pour étudier CNTs au lieu de MD. Ces dernières années, beaucoup de modèles du milieu élastique continu ont été développés comprenant les modèles de poutre, les modèles cylindriques de coque 313

A Besseghier, Tounsi, L Boumia cisaillement transversal la déformation et l'inertie rotatoire sont ignorées. L'applicabilité des deux modèles de poutre est discutée par des simulations numériques. (5)

vitesse d'onde(m/s)

40000

II. Propagation d'onde transversale dans un DWNT Une onde est transversale quand la direction de la perturbation est perpendiculaire à la direction de propagation de l'onde. (1,2) Dans ce qui suit, on étudie la vibration transversale de DWNT, comme représentée sur le fig 1

30000

20000

10000

SE 0 10

12

13

10

10

F(Hz)

Fig. 3. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 7 nm). Fig.1. Propagation d’onde dans un DWNT

III. Modèle simple poutre Timoshenko (ST)

2. Modèle simple poutre Euler-Bernoulli (SE)

L'équation du mouvement pour le modèle simple poutre Timoshenko est exprimée par les deux équations couplées suivantes:

@ 2 w

2w 2 > . A. 2 0 G. A.G x x t

w 2@ 2@ > .I . 2 0 (3) @ E.I G. A.G 2 x t x Là où x est la coordonnée axiale, t est le temps, I et A sont le moment de l'inertie et la section transversale de la poutre, respectivement, E et G sont le module de Young et de cisaillement respectivement, ρ est la densité de masse par unité le volume, et κ le coefficient correcteur de cisaillement, sa valeur est d'environ 0.60.7 pour des sections transversales circulaires à parois minces et 0.9 pour les sections transversales circulaires pleines. (8.9) En considérant la déflexion et la pente données par les expressions suivantes:

Le modèle simple poutre élastique suppose que tous les différents tubes incorporés d'un MWNT restent coaxiaux pendant la vibration, ainsi la vibration est décrite ainsi par une seule courbe de déflexion. L'équation régissante pour le modèle simple poutre Euler-Bernoulli (SE) est donnée par:

4w

>. A

2w

0 (1) x4 t 2 Là où w (x, t) est la déflexion transversale de la poutre. E.I

i kx ωt

, On pose. : w x ,t a.e Là où a représente l'amplitude du mouvement, k est le nombre d'onde, et ω est la fréquence circulaire. (6.7) Le modèle de simple poutre Euler-Bernoulli (SE), qui donne choix de vitesse v 0 d'onde pour la fréquence donnée aura une vitesse d'onde qui a pour valeur: EIF 2 (2) >A La vitesse d'onde donnée par ce modèle est illustrée dans les figures 2. et 3,pour un DWNT de diamètre intérieur de 0.7 et 7 nm, respectivement v0 4

wx, t a.eikx Ft

@ x, t b.ei kx Ft

(4)

(5)

Les vitesses d'onde données par ce modèle sont illustrées dans les figures 4. et 5,pour un DWNT diamètre intérieur de 0.7 et 7 nm, respectivement. 40000

ST1 ST2

30000

vitesse d'onde(m/s)

vitesse d'onde(m/s)

40000

20000

10000

SE

30000

20000

10000

0

0

12

12

10

13

10

14

10

10

13

10

F(Hz)

10

14

F(Hz)

Fig.4. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 0.7 nm).

Fig. 2. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 0.7 nm). 314

14

A Besseghier, Tounsi, L Boumia 40000

DE1 DE2

ST1 ST2 30000

vitesse d'onde(m/s)

vitesse d'onde(m/s)

40000

20000

10000

30000

20000

10000

0

0 12

13

10

12

10

14

10

10

10

13

14

10

F(Hz)

F(Hz)

Fig. 6. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 0.7 nm).

Fig.5. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 7 nm).

40000

IV. Modèle double poutre Euler-Bernoulli (DE) vitesse d'onde(m/s)

Ce modèle considère les déplacements radiaux de la couche intercalaire dans le MWNT et assume cela pour chaque tube individuellement d'un MWNT à une courbe de déflexion individuelle qui n'est pas nécessairement coïncidente avec les courbes de déflexion des autres tubes du MWNT Pour le cas d'un DWNT, chacun des tubes intérieur et extérieur est modelé comme une poutre élastique. Par conséquent, pour des vibrations transversales linéaires de petite amplitude, la pression d'interaction à un point quelconque entre deux tubes dépend linéairement de la différence du leur courbe de déflexion en ce point, à savoir (6) p cw2 w1 En particulier, le coefficient d'interaction c pour une pression d'interaction par unité de longueur axiale peut être estimé en se basant sur une largeur efficace (10,11) d'interaction (2R1)des tubes (où R1 est le rayon intérieur de DWNT) comme :

E.I 2

4 w1 x4 4 w2

> . A1

2 w1

> . A2

t 2

12

2

14

10

Fig. 7. L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 7 nm).

V. Modèle double poutre Timoshenko (DT) On note que les déflexions des deux tubes sont couplées par l'interaction ρ d'intertube de Van der Waals. Les équations régissantes pour les tubes intérieurs et externes du DWNT peuvent être écrites comme suit par l'intermédiaire du modèle double poutre Timoshenko :

@ 2 w1 2 w1 > . . G. A1 .G 1 A cw2 w1 1 x x 2 t 2

w

2@1 2@1 > . . 0 G. A1 .G 1 @1 E.I 1 I 1 x2 t 2 x

@ 2 w2 G. A2 .G 2 x x2

(7)

2

> . A2 . w2 cw1 w2 t 2

w

2@ 2 2@ > .I 2 . 22 0 G. A2 .G 2 @ 2 E.I 2 2 x t x (8) On voit que l'équation caractéristique (8) est une équation algébrique de quatrième ordre pour ω2 ou k2.Par conséquent, il y a quatre modes d'onde pour le DWNT, contrairement à deux modes d'onde du SWNT basé sur le modèle de simple poutre de Timoshenko. Les vitesses d'onde données par ce modèle sont illustrées dans les figures 8 et 9, pour un DWNT de diamètre intérieur de 0.7 et 7 nm, respectivement.

cw1 w2

x t Là où, w1 et w2 représentent les amplitudes de l'intérieur et extérieur des tubes, respectivement. Pour des équations sinusoïdales peuvent être obtenues par substitution de w1(x, t)= a1.e (kx-ωt), w2(x, t)= a2.e (kxωt) , à Eq. (7). 4

13

10

F(Hz)

cw2 w1

2 w2

10000

10

200 2 R1 erg / cm 2

E.I1

20000

0

, d 0.142 nm 0.16d 2 La propagation transversale d'onde dans une poutre est décrite par les équations couplées : c

DE1 DE2

30000

315

A Besseghier, Tounsi, L Boumia significatif même lorsque la fréquence est au-dessous mais près de la plus basse fréquence critique. Par exemple, on le voit de fig. 9, que les vitesses d'onde indiquées par les modèles SE et DE sont environ 50% plus haut que cela donné par des modèles de ST et de DT autour du la plus basse fréquence critique. Quand la fréquence est plus haute qu'au moins une des fréquences critiques, là sont au moins deux différentes vitesses saines, qui sont sensiblement différentes de la vitesse d'onde (Eq. (8)) donné par le modèle simpleEuler poutre. Par conséquent, le modèle de simpleEuler-poutre, ce qui a été avec succès appliqué à la onde saine la propagation dans SWNTs, est applicable pour DWNTs seulement aux fréquences relativement basses, mais échoue aux fréquences ultra-hautes. En particulier, le modèle poutre Timoshenko a un effet crucial sur le plus basse critique fréquence pour le grand-rayon MWNTs. En particulier, quand la fréquence est extrêmement haute, le modèle de double poutre Timoshenko prévoit quatre différente ondes expédie, v1
40000

DT1 DT2 DT3 DT4

vitesse d'onde(m/s)

30000

20000

10000

0 12

13

10

14

10

10

F(Hz)

Fig. 8.L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur0. 7 nm) 40000

DT1 DT2 DT3 DT4

vitesse d'onde(m/s)

30000

20000

10000

0 12

10

10

13

14

10

F(Hz)

Fig. 9.L'allure de la vitesse d'onde en fonction de la fréquence dans un DWNT (Diamètre intérieur 7 nm)

v1

VI. Interprètatation des résultats

GG

>

, v2

E

>

(9)

Ceci indique, contrairement au effet poutre de Timoshenko pour lesquels être plus significatif grandrayon que le petit rayon CNTs, modes non-coaxiaux incorporés par des modèles du double-poutre (DT, DE) sont plus approprié pour le petit-rayon que le grandrayon CNTs. Dans ces cas, le modèle existant de simple-poutre échoue, et les modèles de double-poutre (DT, DE) sont exigés pour expliquer le rôle des déplacements radial d'intertube (14,15)

1. La vitesse d'onde (vitesse de phase v =ω/k) est calculé à basé sur quatre modèles différents de poutre élastique: DT.Le modèle double Timoshenko-poutre (DT) décrit par Eq.(8), qui donne tout au plus quatre vitesses d'ondes pour une fréquence donnée, v1< v2< v3< v4. DE.Le modèle double Euler-poutre (DE) décrit par Eq.(7), qui traite chacun des tubes intérieurs et externes du DWNT comme simple Euler-poutre et donne au plus deux vitesses d'onde pour une fréquence donnée, v1< v2 ST.Le modèle simple Timoshenko-poutre (ST), qui traite le DWNT comme une poutre simple Timoshenko décrit par Eq.(3), avec I=I1 + I2 et A = A1 + A2 ; et donne tout au plus deux vitesses d'onde pour une fréquence donnée, v1 < v2 SE.Le modèle simple Euler-poutre (SE), qui donne la vitesse v0 d'onde pour la fréquence donnée par l'Eq. (1). Le nombre de fréquences critiques peut dépendre des diamètres de DWNTs.Par exemple, il y a de trois fréquences critiques pour DWNT du diamètre 7 nm, et quatre fréquences critiques pour DWNT du diamètre 0.7 nm. Quand la fréquence est lointaine au-dessous de la plus basse fréquence critique, seulement une vitesse existe qui est tout à fait près de l'onde simple expédiée donné par le modèle de simple poutre -Euler. L’effet de poutre Timoshenko sur la vitesse d'onde devient

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317


Etude préliminaire du frittage d’une céramique hollandite de composition chimique K0.8RbTi7.1Cu0.9O16 , utilisée pour le confinement du césium-135 R SOUAG1, N. KAMEL2, M. HAMMADI1, Z. KAMEL2, D. MOUDIR2, F. AOUCHICHE2, Y. MOUHEB2, S. KAMARIZ2. 1.

2.

URMPE Unité de Recherche des Matériaux-Procédés et Environnement, Université M’hamed Bougara Boumerdes, Faculté des Sciences de l’ingénieur, 35000, Boumerdès, Algérie Centre de Recherche Nucléaire d’Alger, Division des Techniques Nucléaires, 2. Bd frantz Fanon, BP : 399, Alger-RP, Alger, Algérie

RESUME La hollandite est un minéral utilisé comme céramique de confinement du césium radioactif Cs-135. L’objectif de cette étude est l’optimisation des conditions de frittage, sous atmosphère oxydante, d’une hollandite de composition chimique K0.8RbTi6.6Cu1.4O16. Le potassium, analogue chimique du césium est utilisé pour simuler ce dernier. La hollandite a été synthétisée par frittage sous atmosphère oxydante à 1000°C. Les courbes de compactage du matériau ont été obtenues. La meilleure densité frittée (2.261 g/cm3) a été obtenu pour la pression de compactage la plus faible (180 MPa). L’analyse par diffraction des rayons X a confirmé la réussite de la synthèse. L’observation au microscope électronique à balayage a montré une structures de grain resserrée, et une répartition uniforme des cristallites, de forme allongée ; de taille moyenne de 20 x 5 μm. L’analyse par spectrométrie à dispersion d’énergie (EDX) a permis de vérifier la composition chimique des matrices frittées. L’analyse thermique différentielle (ou ATD) a permis d’identifier les phases allotropiques de la hollandite.

Mots clés: Hollandite, confinement du césium, frittage, DRX, MEB sont homogénéisées pendant 8 heures et pastillées à l’aide d’une presse de type: SODEMI RD 20. Nous avons optimisé la pression de compactage des matériaux. Les poudres d’oxydes purs sont compactées en pastilles cylindriques, à des pressions comprises entre 180 et 600 MPa, puis frittées sous air dans un four à haute température, à 1000 °C pendant 24 heures, avec un cycle thermique, tel que : les pas de chauffage et de refroidissement sont de 5 et 4.4 °/min. Nous avons déterminé la densité géométrique des pastilles crues (dc) et frittées (df), pour différentes pressions de compactage. L’analyse DRX des matériaux est effectuée au moyen d’un diffractomètre Philips X’Pert Pro, avec la raie Cu Kα1 (6=1.5418 Å), en utilisant le logiciel Philips X’Pert High Score Plus [6]. Un microscope électronique à balayage de type Philips XL30 a permis l’observation micrographique. L’analyse ATD par la méthode des tangentes est réalisée à l’aide d’un appareil NETZSCH STA 409 PC dans une gamme de température allant de 20 à 1450°C..

I. Introduction La hollandite est un minéral de formule général A2B8O16 dans laquelle le cation A peut être le césium Cs, le rubidium Rb (qui est un produit de fission présent dans les solutions de déchets radioactifs) ou le baryum Ba ; tandis que le cation B peut être le titane Ti, l’aluminium Al ou encore le fer Fe [1,2]. C’est pour cette raison qu’elle est très utilisée comme matériau de confinement des déchets radioactifs (DR) à vie longue, spécialement le césium [3, 4]. Dans ce travail, nous nous intéressons à la synthèse par voie sèche d’une hollandite de formule chimique K0.8RbTi7.1Cu0.9O16 [5]. Le potassium (K) analogue chimique du césium est utilisé comme simulateur de ce dernier. Après la synthèse du matériau, la caractérisation microstructurale de la matrice obtenue est effectuée par différentes analyses spectroscopiques.

III. Résultats et Discussions II. Partie Expérimentale

III.1. Optimisation du compactage

Des quantités adéquates d’oxyde de cuivre, CuO2, de titane, TiO2, de carbonates de potassium K2CO3 et de rubidium Rb2CO3 on été pesées à l’aide d’une balance électronique. Tous les produits ont été séchés à une température de 130°C pendant une nuit, afin d’éliminer l’humidité. Un broyage manuel suivi d’un tamisage de chaque produit a été effectué afin d’obtenir une granulométrie très fine (≤ 63 μm). Les poudres obtenues

L’étude de compactage est réalisée dans le but d’obtenir les meilleures conditions de compactage du matériau. Nous avons déterminé la densité géométrique des pastilles crues (dc) et frittées (df), pour différentes pressions de compactage (Tableau I). Les courbes de compactage correspondantes sont données à la fig.1.

318

R SOUAG, N. KAMEL, M. HAMMADI, Z. KAMEL, D. MOUDIR, F. AOUCHICHE, Y. MOUHEB, S. KAMARIZ. TABLEAU I EVOLUTION DE LA DENSITE CRUE (dc) ET FRITTEES (df) DE LA HOLLANDITE EN FONCTION DE LA PRESSION DE COMPACTAGE (P) P(MPa) dc (g/cm3) df (g/cm3) 180 2,0666 2,2611 240 2,3337 2,1357 300 2,5891 2,1823 360 2,4346 1,5707 420 2,2419 1,0205 480 2,1659 1,1319 540 2,2501 1,1319 600 2,1840 0,0870

La micrographie MEB de la hollandite simulée au K est donnée à la figure 3. Elle reflète la structure générale du minéral. On constate que la structure de grain est resserrée, et la répartition uniforme des cristallites, de forme allongée, est de taille moyenne de 20x5 µm.

2,5

2,0

3

d (g/cm )

3

dc (g/cm ) 3 df (g/cm )

1,5

1,0

0,5

0,0 200

300

400

500

Fig. 3. Micrographie MEB de la hollandite.

600

P (MPa)

L'analyse EDX a permis de vérifier la composition chimique de la hollandite. Les résultats sont donnés au tableau II et représentés à la figure 4

Fig. 1. Courbes de compactage de la hollandite.

La courbe donnant la densité crue en fonction de la pression montre que la densité est optimum pour une pression de compactage située autour de 300 MPa. Audelà de cette région, la densité crue baisse légèrement. Donc les pastilles ne résistent pas aux fortes pressions. La densité des pastilles frittées est une fonction décroissante de la pression de compactage. La courbe obtenue pour la densité frittée montre une valeur maximale de densité (2.2611 g/cm3) pour une pression maximale de 180 MPa.

TABLEAU II RESULTATS DE L’ANALYSE EDX Elément chimique % atomique calculé par EDX

O

Rb

K

Ti

Cu

46,16

4,25

5,00

39,81

4,78

III.2. Propriétés microstructurales L’analyse DRX de la hollandite synthétisée a permis de confirmer la formation du matériau (figure 2). La phase majoritaire formée a été identifiée par rapport au composé standard dont la fiche JCPDS est formée à 1000°C JCPDS n°(01-077-1234). La hollandite obtenue est de forme tétragonale avec les paramètres de maille : a =b =10,164A°, c=2,9760 A° et α= β=γ=90°C , toutes les raies ont été indexées dans le groupe d’espace I4/m (structure tétragonale) [4].

Fig. 3. Spectre EDX de la hollandite.

Le diagramme ATD de la hollandite est représenté à la figure 7. Il montre les points d’inflexion dus à l’apparition de pics à différentes températures à 106,2 ; 1291.0 et 1323,8 °C. Nous constatons deux pics de cristallisations à 430 et à 1000°C, en phase solide. La fusion se traduit pat le point d’inflexion à la fin du pic de 1000°C, soit à 1015°C, par un plateau. Il s’ensuit la fusion, qui se traduit par la descente du pic. A environ 1220°C, le point d’inflexion du second pic de cristallisation indique le début de la fusion de la hollandite.

2000

Counts

1500

1000

500

0 10

20

30

40

50

60

70

80

90

2Théta

Fig. 2. Diffractogramme de la hollandite synthétisée.

319

R SOUAG, N. KAMEL, M. HAMMADI, Z. KAMEL, D. MOUDIR, F. AOUCHICHE, Y. MOUHEB, S. KAMARIZ. L’analyse ATD a permis de localiser le point de fusion de la hollandite simulée à environ 1220°C, par le point d’inflexion du second pic de cristallisation du diagramme ATD. Cette température est dans l’intervalle de fusion des minéraux de cette famille. Une étude complémentaire du comportement de ce matériau à la lixiviation est nécessaire pour conclure sur son utilisation possible comme matrice de conditionnement des DR. En perspective, et si les moyens de protection le permettent, il serait intéressant de charger réellement ce matériau avec du césium pour valider le procédé de synthèse employé.

Fig. 4. Diagramme ATD de la hollandite.

IV. Conclusion

V. Références

L’objectif de cette étude est l’optimisation des conditions de synthèse d’une hollandite simulée au potassium, ayant pour formule chimique: K0.8RbTi7.1Cu0.9O16, par la méthode sèche à 1000°C. Cet analogue naturel est connu pour ses bonnes capacités de stockage des déchets radioactifs de haute activité, et surtout pour l’incorporation du césium (Cs) en tant qu’alcalin majoritaire. L’étude de compactage a montré que la meilleure densité frittée est de 2.2611 g/cm3. Elle est obtenue pour la pression la plus faible de 180 MPa. L’identification de phase des matériaux par DRX a confirmé la réussite de synthèse de la hollandite, de structure tétragonale avec un groupe d’espace I4/m JCPDS n° (01-077-1234). L’analyse MEB des échantillons a permis d’observer la distribution des grains et pores du matériau. Pour l’ensemble, la taille des grains est de l’ordre de quelques dizaines de micromètres (20x5 µm).

[1]

[2]

[3] [4]

[5]

[6]

320

D. Cauranta, V. Aubin-Chevaldonneta, D. Gouriera, T. Charpentierb, S. Esnoufc, T. Advocatd."Modifications structurales et défauts ponctuels paramagnétiques induits par irradiation électronique externe de la hollandite Ba1.16Al2.32Ti5.68O16". MATERIAUX– Dijon, France (1317 Novembre 2006). F. Bart, G. Leturcq, H. Rabiller, Environmental Issues and Waste Management technologies in the Ceramic and Nuclear Industry IX, vol. 155 (2004) p. 11. Commission Nationale D’Evaluation. Rapport d’évaluation N°10 (Juin 2004). V. Aubin-Chevaldonnet, P. Deniard, M. Evain, A.Y. Leinekugelle-Cocq-Errien, S. Jobic, D. Caurant, V. Petricek, T. Advocat, Z. Kristallogr. 222 (2007) 383. V. Aubin, D. Caurant, D. Gourier, N. Baffier, T. Advocat, F. Bart, G. Leturcq, J.M. Costantini, Mater. Res. Symp. Proc. 807 (2004) 315. Philips X’pert high score package, Diffraction Data CD-Rom, Ed. International Center for Diffraction Data, Newtown Square, 2004.


Growth mechanism and structural properties of nanocrystalline silicon films deposited by RF magnetron sputtering at low temperature D. Senouci1, R. Baghdad1, A. Belfedal2, D. Benlakehal2, X. Portier3, L.Chahed2, S. Charvet4, K. H. Kim5, P. Roca i Cabarrocas5 and K. Zellama4 1. 2. 3.

Laboratoire de Génie Physique, Université Ibn-Khaldoun, 14000 Tiaret, Algeria LPCMME, Département de Physique, Université d’Oran Es-sénia, 3100, Oran, Algeria CIMAP, CEA, CNRS UMR 6252-ENSICAEN, UCBN, 6 Bvd Maréchal Juin, 14050 Caen Cedex, France

4.

LPMC, UFR des Sciences, Université de Picardie Jules Verne, 33 rue Saint-Leu, 80039 Amiens, France

5.

LPICM, Laboratoire de Physique des Interfaces et Couches Minces, CNRS UMR 7647, Ecole Polytechnique, 91128 Palaiseau, France

Abstract We present an investigation on the transition from amorphous to nanocrystalline silicon and associated hydrogen changes during the first steps of hydrogenated nanocrystalline silicon growth for films elaborated by reactive radiofrequency magnetron sputtering (RFMS) at substrate temperature as low as room temperature and for deposition times varying from 3 to 60 minutes. Complementary experimental techniques have been used to characterize the films in their as-deposited state. They are completed by thermal hydrogen effusion experiments conducted in the temperature range, room temperature to 800°C. The results show that, during the initial stages of growth, the presence of a hydrogen-rich layer is necessary to initiate the crystallization process.

Keywords: Hydrogen induced crystallization, nanocrystalline silicon, RF magnetron sputtering. magnetron sputtering technique (RFMS) at different deposition times. 2. Experimental details Nanocrystalline silicon thin films (~ 45-860 nm thick) were deposited by RFMS, using undoped single crystalline silicon target of 3-inches in diameter and 99.9% purity at a total pressure of 3 Pa and at substrate temperatures (TS) equal to room temperature (RT) and 100°C. We varied the deposition time: 3, 7, 15, 30 and 60 minutes. The RF power of 220W and the plasma gas mixture of 30% Ar + 70% H2, were maintained the same for all the films, considered as being conditions to favour the growth of crystallized films as it is previously reported [9-11]. The target-sample holder distance was fixed at 70 mm for all the films. The deposition conditions are summarized in Table I. The films are deposited onto (100) oriented undoped c-Si substrates for the different specific characterizations. The hydrogen bonding and content are analyzed using a Brucker Vector 33 Fourier transform infrared (FTIR) spectrometer in the frequency range ω of 4004000 cm-1 and with a resolution of 4 cm-1. The absorption coefficient α(ω) is extracted using the equation: α(ω) = (1/d) Log[T(ω)/T8 (ω)] (1) where d, T(ω) and T0(ω) are the film thickness, the recorded transmission and the background transmission corresponding to zero absorption, respectively. A special care was devoted to the determination of T 0(ω) in order to avoid significant errors (up to 20%) which

1. Introduction Hydrogenated nanocrystalline silicon (nc-Si :H) is a composite material consisting of silicon nanocrystals embedded in an amorphous matrix that has attracted much research effort in the field of silicon thin film. Growth of nanocrystalline silicon thin films (nc-Si :H) at low temperature is the subject of great attention this last decade due to their potential applications such as solar cells, thin film transistors, flat panel displays, etc. It also allows the industrial use of flexible and low cost substrates. Therefore, lowering the deposition temperature by keeping optimal the optoelectronic properties of the material and understanding the Hinduced crystallization of amorphous silicon, have become a challenge for the semiconductor research community [1-5]. The nanocrystal nucleation mechanism, which determines the final film structure, is governed by interactions between hydrogen atoms and amorphous silicon matrix. The microstructure transition from amorphous to nanocrystalline silicon at low temperature deposition is discussed by a large number of studies [6-8 ]. And, in this paper, we report a study of the effect of hydrogen on the transition from amorphous to nanocrystalline silicon at the first steps of growth for intrinsic hydrogenated silicon films grown by radiofrequency 321

D. Senouci, R. Baghdad, A. Belfedal, D. Benlakehal, X. Portier, L.Chahed, S. Charvet, K. H. Kim, P. Roca i Cabarrocasand K. Zellama can be introduced in the calculation of α(ω) [12,13]. The changes in the structure of the films are investigated by a combination of Raman spectroscopy and conventional transmission electron microscopy (CTEM) and high resolution TEM (HRTEM) observations. The Raman spectra are recorded using a Jobin Yvon T6400 micro-Raman spectrometer equipped with an Ar+ laser (514.5 nm) excitation and with a low power of about 2 mW, in order to avoid any beam-induced structural changes during measurements. From the analysis of the transverse optical (TO)-like phonon mode (400-550 cm-1) we can estimate the crystalline volume fraction FC, as it is reported previously [9,14]. The CTEM and HRTEM observations are performed using a JEOL 2010 FEG operated at 200 kV. Complementary thermal hydrogen effusion measurements (temperature programmed Hdesorption) have been also performed on the same samples. The films are heated in vacuum from RT to 800°C at constant heating rate of 10°C/min,. under the base pressure of 10-7 mbar. The effused hydrogen was detected by a Quadruple Mass Spectrometer (QMS), and recorded in a continuous manner with the increase in temperature, to obtain the hydrogen effusion spectrumThis method is widely used in the study of aSi:H [15].

6000 Ts=100°C

3 min 7 min 15 min 30 min 60 min

-1

(cm )

2500

Absorption coefficient

-1

Absorption coefficient (cm )

5000

3000

3 min 7 min 15 min 30 min 60 min TS=RT

4000

2000

1500

1000

500

0 500

550

600

650

700

750

-1 Wavenumber (cm )

3000

2000

1000

0 500

550

600

650

700

750

800

-1

Wavenumber (cm )

Fig.1.Typical IR spectra obtained in the wagging (500-700 cm-1) vibration modes for films grown at RT and at 100°C (inset), for different deposition times as indicated.

30 Ts = RT Ts = 100°C

TS(°C) RT

100°C

Deposition Time (Dt) (min) 3 7 15 30 60 3 7 15 30 60

d (Å) 457 732 3014 3426 8610 434 650 2079 4446 5851

CH (at.%) 28 22.5 15 12.5 10 16.5 13.5 12 10 8.5

FC(%) -------33 60 74 84 -------42 64 72 85

25

-1

Tableau I Values of the film thickness (d), the total bonded H content (C H), and the crystalline volume fraction (Fc), obtained for films grown at common total pressure (3 Pa) and RF power (220 W) for different deposition times (Dt) and for the two substrate temperatures RT and 100°C.

A b s o rp tio n c o e ffic ie n(c t m )

C H (at.%) (Wagging Mode)

3000

20

2500

T S = RT , 15 min Experimental Data Fit First Gauss function Second Gauss Function

625

2000

666 1500

1000

500

0 500

15

550

600

650

700

750

800

-1

Wavenumber (cm )

10

5 0

10

20

30

40

50

60

Deposition time Dt (mn)

3. Results

Fig.2. Variation of the hydrogen content CH as a function of deposition time. The inset shows an example of decomposition of the wagging absorption band into Gaussian components.

3.1. FTIR results Fig. 1 shows typical IR absorption spectra in the wagging (500-700 cm-1) vibration modes, obtained for films deposited at room temperature, for different deposition times. It is to be mentioned that a stretching (1850-2200 cm-1) and bending vibration modes (840900 cm-1) are also systematically observed, but not presented in Fig. 1. We observe the same evolution of IR spectra for the films deposited at 100°C, as shown in the inset of Fig. 1.

It can be clearly seen in Fig. 1 that the intensity of the wagging absorption band decreases gradually with increasing deposition time for all samples for both T S (RT and 100°C). A deeper analysis of this band indicates that for the deposition time of 3 min, it consists of a single and symmetric band centred at about 640 cm-1 for both TS values, indicating the amorphous character of these samples, while for longer deposition times (7-60 min), the waging absorption band is slightly shifted towards higher wavenumbers. It is also slightly asymmetric and can be decomposed into two main Gaussian contributions centred at about 627322

D. Senouci, R. Baghdad, A. Belfedal, D. Benlakehal, X. Portier, L.Chahed, S. Charvet, K. H. Kim, P. Roca i Cabarrocasand K. Zellama 630 cm-1 and 667-670 cm-1, respectively. An example of such decomposition is presented in the inset of Fig. 2, for a sample deposited at RT and for 15 min. The second component (667-670 cm-1) is usually assigned to Si-H and Si-H2 complexes in grain boundaries, suggesting the presence in these films of a crystalline phase. Similar shapes of the wagging absorption band have also been reported previously for nanocrystalline silicon films deposited at different conditions [8, 1619]. The analysis of the IR spectra in the stretching vibration mode region shows that for all the films deposited at 3 min, this absorption band can be fitted by two Gaussian components centred, respectively, at about 2010 cm-1, usually attributed to the vibration of isolated monohydride Si-H complexes, and 2097 cm-1 which is associated to polyhydride Si-H2 and (Si-H2)n groups. For all the other films (e.g. deposition times higher than 3 min), this band is systematically shifted towards higher wavenumbers. Moreover, the absorption band at 2010 cm-1 completely disappears, indicating the absence of isolated monohydride Si-H in these films. The stretching band can be also decomposed into two Gaussian contributions (not shown in the figure), one band centred at about 2093 cm-1 and an additional one located at about 2150 cm-1. These results indicate that these films contain predominantly Si-H2 and (Si-H2)n complexes in different structures at grain boundaries, as well as the presence of Si-H2 bonds located on (111) and (100) areas of silicon crystallites, as it has been previously reported [8,10,11,18-20]. The observed changes in the nature of the Si-H bonding absorption spectra for both wagging and stretching vibration modes demonstrate definite structural transformation of the films from amorphous to crystalline phase. It is also to be noticed that the IR spectra obtained for the films deposited at room temperature, and essentially for low deposition time (315 min), exhibit well detectable additional absorption bands centred at about 1040-1100 cm-1 (Si-O bonds) and around 3400 cm-1 (O-H bonds) (not shown here) which may be due to a post-deposition contamination of the films by oxygen or water, as a result of their more porous character. These absorption bands are hardly detectable for films deposited at 100°C. On the other hand, using the total integrated intensity of the wagging or stretching absorption band and following the procedure proposed in previous works [13, 21], one can estimate the total bonded H concentration CH in the films. The values of CH are summarized in Table I and presented in Fig. 2 as a function of the deposition time Dt, for the two substrate temperatures. One can notice that with the present plasma conditions and for a given T S, CH sharply decreases when rising the deposition time, essentially for Dt below 30 min, for which crystallization took place. Also, for a given Dt, CH decrease when increasing TS. However, the more remarkable effect is observed below 30 min.

3.2. Raman results Information about the structural changes of the films can be also gained from the Raman data. We present in Fig. 3 typical Raman spectra obtained, in the frequency region (400-600 cm-1) corresponding to the first order scattering of the transverse optical (TO)-like mode of Si-Si vibrations, for all films deposited at RT (inset) and 100°C substrate temperature and for various deposition times (3, 7, 15, 3 and 60 minutes). For the films deposited for 3 min, whatever the TS value, the TO-like Raman line consists in a single broad band located at about 480 cm-1, characteristic of amorphous structure. By contrast, the TO-like mode observed for all the films deposited for longer deposition time, can be better fitted with the superimposition of three Gaussian contributions. A broad band located at 480 cm-1, associated with the amorphous phase. A second shoulder centred at about 510 cm-1 which can be attributed to the presence of small size silicon crystallites [22-24], or to the presence of tensilestrained Si-Si bonds at grain boundaries, as it is previously suggested [9,14,24]. A third narrow and very intense peak located at 518-520 cm-1 is usually related to large size crystallites [9,14,23,25]. An example of such decomposition is presented in the inset the Fig. 4 for the film deposited at 100°C for 60 min. It is to be mentioned that, depending on the growth time, a slight shift of the 520 cm-1 peak towards lower or higher wavenumbers can be observed. It is explained by the crystallite size evolution and stress effects within the material [14,24,26]. The Raman data indicate that crystallization occurs for deposition time of a few minutes ( about 7 min) and for TS as low as room temperature, in good agreement with the IR results presented above. From deeper analyses of the TO-like mode, we can estimate, with some caution, the crystalline volume fraction Fc defined by the ratio Fc = (IA8 + I8 )/(I®8 + IA8 + I8 ) (2) where I480, I510 and I520 are the integrated intensities of the amorphous and crystalline contributions deduced from the fitting of the Raman TO-like mode, respectively [14,27]. The values obtained for Fc are summarized in Table I and presented in Fig. 4. Fc increases with increasing deposition time, and the most important variations are observed for times below 30 min, range that also corresponds to a large decrease of CH, as already mentioned above. The substrate temperature seems also to slightly affect Fc, only in this time range. The Raman results also suggest the existence of a threshold value of growth time (around 7 min) and/or hydrogen content, necessary to initiate crystallization. These structural changes evidenced by the Raman results are well corroborated by the TEM and HRTEM experiments discussed below. 323

D. Senouci, R. Baghdad, A. Belfedal, D. Benlakehal, X. Portier, L.Chahed, S. Charvet, K. H. Kim, P. Roca i Cabarrocasand K. Zellama 3.3. Transmission electron microscopy results a

Another clear evidence for the changes in the structure of the films is given by TEM and HRTEM observations. Figs. 5 and 6 are typical bright and dark field TEM images obtained for films deposited for 7 min and 30 min at room temperature, which show the (100) silicon substrate and the film. Two main regions are visible: an amorphous layer and a nanocrystalline one, confirming the nanocrystalline character of films deposited above 3 min growth times. This result is confirmed by the HRTEM image presented in Fig. 7, for the same sample (7 min and RT) as that presented in Fig. 5. The average grain size is about 15 nm, which is a statistical value based on the measurements of a ten grains. This value is consistent with that obtained from the XRD patterns and using the Scherrer formula for the (111) diffraction peak [6].

b

4000 4000 3500

3500 Intensity (a.u.)

3000

Intensity (a.u.)

TS = RT

TS = 100°C

3000

2500

2500

60 min

2000 1500

30 min

1000

15 min 7 min

500

3 min 0 200

300

400

500

600

700

800

-1

Raman shift (cm )

2000

60 min 1500

30 min 1000

15 min

500

7 min 3 min

Fig.5.TEM bright (a) and dark (b) field images for the film deposited at RT during 7 min.

0 200

300

400

500

600

700

800

-1 Raman shift (cm )

Fig.3. Typical Raman spectra obtained in the TO-like mode for films deposited at RT and 100°C (inset of figure) and for various deposition times.

a

100 Ts = RT Ts = 100 °C

80

60 F C (%)

700 T S = 100°C, 60 m in

In te n s ity (a .u .)

600

40

Experim ental data Fit

500 400

520

510

300 200

b

481

100

20

0 420

440

460

480

500

520

540

560

-1

Ram an shift (cm )

0 0

10

20

30

40

50

60

Deposition time Dt (mn)

Fig.4.Variation of the crystalline volume fraction FC as a function of deposition time. An example of fitting of the TO-like mode, obtained for film deposited at 100 °C during 60 minutes, is shown in the figure inset.

Fig. 6. TEM bright (a) and dark (b) field images for film deposited at RT during 30 min.

324

D. Senouci, R. Baghdad, A. Belfedal, D. Benlakehal, X. Portier, L.Chahed, S. Charvet, K. H. Kim, P. Roca i Cabarrocasand K. Zellama

Hydrogen partial pressure (a.u.)

3 and 4) indicate that these films exhibit quite high crystalline volume fraction Fc. 1.8x10

-9

1.6x10

-9

1.4x10

-9

1.2x10

-9

1.0x10

-9

8.0x10

-10

6.0x10

-10

4.0x10

-10

2.0x10

-10

a

3 min 30 min 60 min TS = RT

0.0 0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

Temperature (°C)

Fig.7. Typical HRTEM image obtained for film deposited at room temperature and for 7 min, which clearly shows nanocrystallized regions.

8.0x10

-10

3 min 30 min 60 min

Hydrogen partial pressure (a.u.)

b

3.4. Hydrogen effusion results Figures 8(a,b) present typical thermal hydrogen effusion spectra of the films deposited at RT (a) and 100°C (b) and for 3, 30 and 60 minutes deposition times. These figures show a strong decrease in the intensity of the spectra with increasing deposition time. It is well known that the total area under each spectrum is proportional to the total H content in the film, including unbounded one. Therefore, the drastic decrease shown in Figs 8(a,b) in the integrated intensity of the spectra when rising the deposition time from 3 min to 30 and 60 min, is in fairly good agreement with the IR results. The 3 min spectra show two main peaks centred around 400 and 530 °C, respectively. A third shoulder can be also observed at 320 °C in some cases. The 400 and 530 °C peaks are usually attributed to a bulk H release from week bonds such as Si-H2 and (SiH2)n and stronger ones such as isolated monohydride (Si-H) complexes, respectively, while the 320°C shoulder can be due to H departure from weaker bonds (Si-H2 and (Si-H2)n) located in a H-rich surface layer and probably H2 molecules trapped in micro-voids, usually present in amorphous (a-Si:H) materials [2830]. Concerning the films grown for 30 and 60 min, only two main peaks are systematically observed, centred around 400 and 580-620 °C, respectively. The first peak can be attributed to H release from Si-H2 groups at grain boundaries, in regions containing small size crystallites, while the second one, which is systematically shifted towards higher temperature as compared to the 3 min deposited samples, can be related to H departure form Si-H2 complexes in much more dense crystallized regions with large size crystallites [18]. Indeed, Raman data (Table I and Figs.

6.0x10

-10

TS = 100°C

4.0x10

-10

2.0x10

-10

0.0 0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

Temperature (°C)

Fig.8. Hydrogen effusion spectra as a function of heating temperature for films deposited during 3, 30 and 60 minutes and at RT (a), 100°C (b).

Si, H2, SiH, Si-H3,…

Si, H2, Si- Si, H2, SiH, Si-H3,… H, Si-H3,… Surface roughness

VH, @

V’H,

VC

@

a

Film

Substrate

b

c

Fig.9. Schematic model for nc-Si:H at its initial growth stage

4. Discussion From the analyses of the structural changes of hydrogenated silicon films for different deposition times, it clearly appears that H plays a crucial role in 325

D. Senouci, R. Baghdad, A. Belfedal, D. Benlakehal, X. Portier, L.Chahed, S. Charvet, K. H. Kim, P. Roca i Cabarrocasand K. Zellama the amorphous to crystalline transition process. It indicates that from few seconds to few minutes of deposition (3 min in the present case), there is a formation of a hydrogen-rich amorphous layer which is determinant for the induced-crystallization mechanism. We present in Fig. 9 a schematic model which summarizes the first steps of nc-Si:H growth in our films. From H dilution in the plasma, H diffuses leading to the formation of H-rich amorphous subsurface layer (Fig. 9a) (phase of incubation), with a volume VH and hydrogen excess @H, accompanied by an etching of the film surface. Then, a nanocrystalline silicon nc-Si:H layer starts to grow as a result of chemical transport, H selective etching or chemical annealing phenomena, and where hydrogen gradually out-diffuses leading to a decrease in both the volume VH and the H excess @H of the H-rich subsurface layer and an increase in the nc-Si:H layer thickness [7, 31] (Fig. 9(b,c)). This description is in good agreement with the observed decrease of CH and the increase of Fc and the film thickness d, as the deposition time increases. Several models have been previously proposed to explain nc-Si:H growth such as surface diffusion [32,33] and selective etching [34-36]. In the surface diffusion model, high H flux impinging on the surface is thought to enhance the mobility of the deposited precursors. In the selective etching model, amorphous and crystalline phases are assumed to be deposited simultaneously, where H selectively etches the amorphous H-rich layer leaving behind a nc-Si:H film. In addition, we also found that in the present study the films crystallyses at temperature as low as RT, much lower than temperature usually required for thermal crystallization [6, 37-40]. Therefore, we can assume that chemical annealing mechanism may be also involved, where H favours crystallisation to take place by annihilating the strained Si-Si bonds in the a-Si Hrich amorphous sublayer as previously proposed [37-

40]. On the other hand, subsequent structural relaxation of these Si-Si bonds may also result in the transformation of film’s structure from amorphous to nanocrystalline with some unhealed structural defects at grain boundaries and voids. Nevertheless, the atomic-scale mechanisms that result in H-induced crystallization of silicon films are still the subject of large discussion and needs to be more clarified [7, 31-41]. A combination of these mechanisms must be probably involved to explain in a complete way the H-induced nucleation and growth of the silicon nanostructures.

References

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Conclusion The structural changes in intrinsic hydrogenated silicon films grown by radiofrequency magnetron sputtering method have been investigated as a function of deposition time varying from 3 to 60 minutes. A combination of various experimental techniques such as IR, Raman, Transmission Electron Microscopy and thermal H effusion have been used to characterize the films and to obtain complementary information about their structural modifications. The results show that atomic-scale mechanisms such as chemical reactions of H atoms with strained Si-Si bonds, H selective etching and chemical transport may be involved and play an important role in the nucleation and growth of the silicon nanostructures. We found that crystallization occurs for quite short deposition time of about 7 minutes and at substrate temperature as low as room temperature. We also found that H-rich amorphous subsurface layer is necessary to initiate the amorphous to crystalline transition. The crystalline volume fraction is found to increase with the increase of the deposition time and reaches a value of about 85% for 60 minutes.

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326

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327


Influence des paramètres géométriques et propriétés mécaniques du patch sur la réparation des structures endommagées par fatigue M. Saad1, D. Ouinas2 1.

2.

Faculté des sciences et de la technologie et des sciences de la matière, Université Ibn-Khaldoun de Tiaret [email protected] LMNEPM, Université Abdelhamid Ibn Badis de Mostaganem

RESUME Le renforcement par collage de patch en composite est une méthode facile à appliquer et a montré sa fiabilité surtout sur les alliages d’aluminium. Mais reste que, le point faible du renforcement par matériaux composites réside dans la colle qui permet de solidariser le renfort au substrat. En effet, la majorité des défaillances constatées dans les structures ainsi réparées sont due à la colle. Ces défaillances sont essentiellement dues au transfert d’effort du substrat vers le patch en composite. La zone de transfert d’effort entraine en effet un pic de contrainte de cisaillement à proximité du bord libre du patch. Le calcul des distributions de contraintes est donc un point important pour proposer une solution de renforcement adaptée. L’étude en fatigue nous permet de mettre en évidence l’influence de la répartition par patch sur la duré de vie des structures mécaniques pré-fissurées. Par ailleurs, pour avoir une analyse complète il faut bien étudier l’influence des divers paramètres mis en jeux lors d’une réparation par collage de patch en composite. Keywords: patch, composite, collage, réparation [6]. Leurs contributions ont abordé la conception et l’analyse des réparations soient par rivetage, I. Introduction boulonnage ou collage. Des efforts parallèles, dans le développement de méthodes analytiques pour les Les pièces et structures mécaniques, utilisées et réparations des structures composites, ont également été manipulées quotidiennement, sont toutes constituées déployés dans les dernières décennies, dont on peut citer d’une matière donnée, choisie pour sa bonne adaptation les oeuvres d’Engels et Becker [7] et Oterkus et al. [8]. à la fonction de l’objet en question et au procédé utilisé pour lui conférer la forme souhaitée. La notion de Diverses méthodes de réparations existent, dont la matériau est donc rigoureusement indissociable de mise en place de patchs boulonnés ou rivetés. l’intérêt que peut présenter la substance en question L’inconvénient de ces méthodes réside cependant dans pour la réalisation d’une pièce finie. Le matériau est le champ singulier de contraintes qui apparait dans les alors un élément de base constituant la structure qui doit liaisons. Afin d’éviter les concentrations de contraintes, résister aux différentes sollicitations. Les matériaux une solution possible consiste alors à coller un patch composites, au sens le plus courant du terme, sont un composite sur la région défectueuse de la structure afin ensemble de matériaux de synthèse conçus et mis en de mieux renforcer la zone endommagée et retarder œuvre essentiellement pour des applications ainsi le phénomène de rupture et augmenter par la suite structurales, de façon à ce que la fonction mécanique est la durée de vie de la structure. dominante. Ces matériaux trouvent de plus en plus Notre travail a pour but de montrer l’efficacité de la d’application pour la réalisation des pièces structurales réparation des matériaux endommagés comme une de dimensions diverses, dans de nombreux secteurs solution prometteuse. Comme les matériaux composites industriels tels que l’aéronautique, biomédical…etc. se différent des matériaux classiques par leurs légèreté Dans ce but, il est devenu inévitable d’avoir une et leurs haute résistance, ils ne se récupèrent pas après meilleure connaissance possible de ces matériaux, en endommagement. Pour cette raison qu’on a fait appel terme de microstructure et de propriétés mécaniques, durant notre contribution aux méthodes réparatrices, afin de pouvoir suivre l̓«volution de ces derniers sous représenté par le collage d’un joint simple, ou l’action des sollicitations pour identifier les phénomènes préventives par renforcement de la structure avec un d’endommagement, leurs initiation et leurs patch collé sur une face (simple recouvrement). développement jusqu’à la rupture. Le modèle utilisé dans cette étude est simplifié à une plaque en aluminium contenant une fissure plane débouchante, réparée par collage de patch en composite graphite époxyde.

Plusieurs recherches ont vu le jour ces dernières décennies traitant le problème d’endommagement des matériaux composites, et leurs modes de réparation. On peut citer les travaux d’Erdogan et Arin [1] et Ratwani [2].

Cette structure est soumise à une sollicitation en traction simple par chargement répartie. En outre, pour différentes configurations on analyse le facteur d’intensité de contraintes et le nombre de cycle à la rupture.

L'intérêt d’utilisation d'un patch à deux dimensions a été d'abord traité analytiquement par Rose [3], et aussi Soutis[4]. Cette technique de réparation a intéressé aussi d’autres chercheurs tels que Atluri [5], Bottega et Loia 328

M. Saad, D. Ouinas

Conception d’une réparation

La conception d’une réparation doit vérifier sa résistance statique, sa durabilité et sa fonction pour que l’assemblage répond au bon fonctionnement en fonction des substructures existantes. La conception initiale du patch doit être conforme à la géométrie de la structure à réparer, et ne doit pas couvrir des fixations existantes qui nécessitent l'ablation à l’avenir [9].

ep

wp er

Adhésif Patch

hr Hp

II.

a0

Une bonne conception d’une opération de réparation doit satisfaire les points suivants : La géométrie du patch (taille et forme), le choix du matériau du patch, le choix du type de réparation, pré-installation

wr

III. Installation de réparation

Fig.1. Modèle géométrique de la structure

Des considérations primaires doivent être prises pour l'installation d’une opération de réparation qui sont : La préparation de surface, le chauffage, Les méthodes de pressurisation. Le processus d'inspections [10]. La préparation de la surface est nécessaire pour une compatibilité du patch et la structure à réparer, et une bonne adhérence du patch afin d͉améliorer la résistance et la durabilité. L’opération repose sur deux techniques qui sont les plus efficaces : une anodisation à l’acide phosphorique (AAP), et le sablage du silane (GBS). En premier temps les contaminants de surface (peinture, mastics, etc.) sont enlevés par l’usage abrasif et des produits de nettoyage. Puis on procède à une électromodification chimique induite par l’effet d’anodisation, ensuite on passe au sablage qui implique un léger décapage pour l’oxyde d’aluminium, et l’application d’un agent de couplage liant à la fois la structure et l’adhésif [11]. La pression appliquée pendant le séchage, réduit les espaces vides dans la ligne d'adhérence et assure le contact entre le patch, l’adhésif, et la structure. La technique la plus courante de pressurisation est le sac d'aspirateur [12].

Les propriétés mécaniques des différents éléments de cette étude sont regroupées dans le tableau 1. TABLE I PROPRIETES DES MATERIAUX UTILISES

Plaque

Patch

Adhésif

Nature

AL2024T3

Graphite/ epoxite

Epoxyd e-bi compos és

E1(MPa)

72000

172370

E2(MPa) %12

473

10340 0.33

0.3

%12 %12

0.018

G12(MPa)

4280

185.2

IV.1. Effet du patch sur le facteur d’intensité de contraintes (FIC) La Fig.2 illustre la variation du FIC d’une fissure avec et sans la présence du patch. Il est à signaler que la présence du patch réduit considérablement la valeur du FIC.

IV. Modèle géometrique La pièce en aluminium considérée, présente les dimensions suivantes : longueur Hp=203mm, largeur wp=76mm, épaisseur ep=2mm ainsi les propriétés mécaniques : module d’élasticité longitudinal E=72000 MPa, coefficient de poisson %=0.33. Le modèle proposé contient une fissure débouchante de longueur initiale a0=10mm, orientée perpendiculairement à la direction de la sollicitation. Elle est réparée par collage avec un adhésif de type époxyde– bicomposés d’un joint d’épaisseur d’ordre ea=1mm et un patch en composite de type graphite-époxyde, de dimensions : longueur wc=76mm, largeur hc=51mm, épaisseur ec=2mm. La plaque utilisée est soumise a un chargement en traction simple et uni-axial d’intensité ap=180MPa (Fig.1).

Il est clair que le FIC de la fissure réparée est très faible en comparaison avec le FIC de celle non réparée. Comparé avec le cas sans patch, on constate que la valeur a diminuée à un grand pourcentage. Ceci peut être expliqué par le fait que le patch absorbe les contraintes subies par la plaque fissurée et cela quelle que soit la longueur de la fissure, mais cela à condition que la fissure soit couverte par le patch le long de sa propagation.

329

M. Saad, D. Ouinas 103

K (MPa m3)

rapportwr/wp Le FIC est légèrement affecté par la largeur du patch, il est en évolution linéaire lorsqu’on a des valeurs de largeur de recouvrement minimum qui ne dépassent pas trop les dimensions de la fissure Fig.4.

sans patch avec patch

60

50

40

Wr1/Wp=1/2 Wr2/Wp=1/3 Wr3/Wp=1/4

K(MPa m1/2)

30 48

20

46

44

10 42 40

0 0

10

20

30

50

40

60

70

90 a (mm)

38

80

36

Fig.2. Variation du FIC en fonction de la longueur de la fissure

34

IV.2. Influence des paramètres géométriques de l’assemblage étudié.

32 30

Les principaux paramètres géométriques qui peuvent modifiés le comportement de l’assemblage sont : l’épaisseur de l’adhésif, l’épaisseur de la plaque, la longueur et la largeur de la plaque [13].

28 8

12

14

16

18

20

22

24

26

28

30

32

a (mm)

Fig. 4 .Effet de la largeur du patch sur le facteur d’intensité de contraintes.

La figure 3 représente l’évolution du FIC en fonction de la longueur de fissure pour différentes valeurs de l’épaisseur de l’adhésif.

La déviation de la fissure peut être provoquée par un accroissement de la longueur du front, associé à une augmentation de la rugosité de la surface de rupture.

Le facteur d’intensité de contraintes à la pointe de la fissure est proportionnel à l’épaisseur du joint de colle. La concentration de contraintes diminue lorsqu’on diminue l’épaisseur du joint de colle (Fig.3).

Pour l’influence de la longueur du patch sur le FIC on remarque une réduction du FIC à la pointe de la fissure due à une diminution de la longueur du patch et donc diminution de la surface de recouvrement.

ea1/ep=1/2 ea2/ep=2 ea3/ep=3 ea4/ep=5

Hr1/Hp=1/8 Hr2/Hp=1/4 Hr3/Hp=3/8

90

K(MPa m1/2)

K(MPa m1/2)

10

80

70

60

60

55

50

50

45

40

40

30

35

20 0

10

20

30

40

50

60

70

30 80

a (mm)

25

Fig.3. Variation du FIC K1 en fonction de la variation de l’épaisseur du joint de colle

0

10

20

30

40

50

60

70

a (mm)

Fig.5. Effet de la longueur du patch sur le FIC

Donc pour un bon transfert d’effort de la plaque fissurée vers le patch et pour diminuer la concentration de contraintes, il faut utiliser des joints de colle à faible épaisseur. Par contre l’utilisation de très faible épaisseur soutient le transfert des charges vers le patch mais augmente le risque d’échec de la liaison.

Contrairement au cas précédent, où l’augmentation de la surface de recouvrement était en fonction de la largeur de la plaque Fig.5. Pour le cas de l’influence de la longueur du patch sur la durée de vie de la structure fissurée, le nombre de cycle à la rupture NR diminue quand la surface de

La figure 4 montre la variation du FIC en fonction de la longueur de la fissure pour différentes valeurs du 330

M. Saad, D. Ouinas recouvrement augmente par augmentation de la longueur de la plaque du patch (Fig.6).

Hr1/Hp=1/8 Hr2/Hp=1/4 Hr3/Hp=3/8 K(MPa m1/2)

Hr1/Hp=1/8 Hr2/Hp=1/4 Hr3/Hp=3/8 a(mm)

80 70

60

55

50

60

45

50

40

40 35

30 30

20 25

10

10

0

0 0

1

3

2

4

5

6

7

20

30

40

50

60

70

a (mm)

Fig.7. Effet de la nature du composite sur le facteur d’intensité de contraintes

8

NR(cycle)

Fig.6. Influence de la longueur du patch sur la durée de vie de la plaque.

Le composite comp2 a un effet positif sur la diminution du FIC en font de fissure, cela est aussi due à ses propriétés mécaniques.

Donc la durée de vie diminue d’environ 37%. Ceci nous oblige à chercher une valeur optimale de la longueur du patch, si on essaye d’augmenter la surface de transition des contraintes de rupture de la plaque endommagée vers le patch. Cependant, il y a plafonnement pour une longueur de recouvrement optimale car seules les extrémités du joint travaillent réellement alors que le centre ne supporte pratiquement aucun effort.

a(mm)

La figure 8 représente le nombre de cycles à la rupture estimée pour chaque composite employé pour le renforcement de la plaque endommagée.

IV.3. Influence de la nature des matériaux du patch:

comp1 comp2 comp3 70

60

50

Les principaux paramètres du patch, qui peuvent modifiés le comportement mécanique de l’assemblage par collage du renforcement par patch en composite d’une structure endommagée : la nature du patch employé, identifié par son module d’élasticité transversal Ga, le type de composite employé caractérisé par son module d’élasticité. Le tableau 2 regroupe les propriétés mécaniques des matériaux choisis.

40

30

20

10

0 0

TABLE 2

Fibre de carbone HM

Fibre de Kevlar 49

EL [GPa]

46

230

84

EL [GPa]

10

14,4

3,6

EL [GPa]

4,6

4,9

2,1

%12

0,31 Comp1

0,32

0,34

Comp2

Comp3

3

4

5

6

7 E8

NR(cycle)

D’après la Fg.8. un retard important de propagation de la fissure est constaté, donc une durée de vie de la structure endommagée sera améliorée. Ce retard à la rupture s’accentue avec une augmentation des propriétés d’élasticités du composite, surtout le module longitudinal du composite comp2 qui a un effet bénéfique sur la durée de vie de la plaque fissurée. La nature de la colle est considérée comme l’un des facteurs qui peuvent influencer l’efficacité du patch. Le module de cisaillement G étant la propriété définissant la rigidité de la colle. Nous allons donc traiter, dans cette partie son influence sur la résistance du patch. Nous avons comparé le comportement mécanique des assemblages collés avec quatre types de colles, représentés sur le tableau 3 en fonction de leurs modules d’élasticités transversal.

Matériaux composites à matrice époxyde et renfort en : Fibre de verre

2

Fig.8. Influence de la nature du composite sur la durée de vie de la plaque

PROPRIETES MECANIQUES DES COMPOSITES UTILISES

Propriétés

1

La figure.7 représente la variation du FIC en fonction du type de composite

331

M. Saad, D. Ouinas col1 col2 col3 col4

TABLE 3

Colle1 Ga [Mpa]

Colle3

Colle2

171,51

a(mm)

MODULES DE CISAILLEMENT DE COLLES UTILISES

146,82

60

50

220,67

Col4 Ga [Mpa]

40

196.04

30

La figure 9 montre comment le FIC varie en fonction de l’évolution du module d’élasticité transversal de la colle.

20

10

K(MPa m1/2)

col1 col2 col3 col4

0

1

2

3

4

5

6 NR(cycle)

55

Fig.10. Effet de la nature de la colle sur la durée de vie de la plaque.

52.5 50

On remarque que plus le module de cisaillement de la colle est important, plus la durée de vie de la plaque est importante.

47.5 45 42.5 40

V.

Conclusions

37.5

L’étude en fatigue a permis de mettre en évidence l’influence de la réparation par patch la durée de vie d’une structure mécanique. Par ailleurs, nous avons étudié l’influence des divers paramètres mis en jeux lors d’une réparation par patch en composite.

35 32.5 30 0

10

20

30

40

50

60

Fig.9. Effet de la nature de la colle sur le

70

80

a(mm)

FIC.

On peut résumer les résultats obtenus comme suit: Le FIC en mode I est fortement réduit par la presence de patch. Pour diminuer la concentration des contraintes, il faut utiliser des joints de colle de faibles épaisseurs. Par contre l’utilisation de très faible épaisseur soutient le transfert des charges vers le patch mais augmente le risque d’échec de la liaison. Le FIC KI décroît quand le rapport des épaisseurs ec/ep augmente, c’est à dire lorsque l’épaisseur de la plaque du composite croît. La valeur maximum de la contrainte en pointe de fissure augmente lorsque la largeur de recouvrement diminue. Réduction du FIC à la pointe de fissure due à une diminution de la longueur du patch et donc à la diminution de la surface de recouvrement. Le composite comp2 a un effet bénéfique sur la diminution de l’intensité du FIC en fond de fissure, cela est aussi dû à ses propriétés d’élasticité. Plus le module de cisaillement de l’adhésif est important, plus le FIC connait une diminution très claire.

Plus le module de cisaillement de l’adhésif croît, plus le FIC connait une diminution très claire. Cela est dû au transfert d’effort qui s’effectue dans le joint de colle. C'est-à-dire que plus on utilise une colle à un module d’élasticité transversal élevé plus l’adhésion entre la plaque fissurée et le patch est parfaite, ce qui engendre un bon transfert d’effort. Concernant la durée de vie de la plaque fissurée la figure 10 schématise l’effet du module de cisaillement de la colle sur l’augmentation de la durée de vie en fonctionnement de la structure pré-fissurée.

Enfin, on peut conclure que la technique de réparation par patch en composite, est une méthode très efficace pour le renforcement des structures 332

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endommagées par fissuration de fatigue, à condition de bien maitriser la technique et optimiser les différents paramètres patch. .

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333

CIMDD’2013 334 May 6th to 9th, 2013 Université M’Hamed Bougara Boumerdes

Synthèse de poudres antimicrobiennes pour l'ingénierie tissulaire Fatima BIR1, Hafit KHIREDDINE1 1.

Laboratoire de Génie de l'Environnement, Département de Génie des Procédés, Faculté de Technologie, Université de Bejaia, Algérie.

ABSTRACT Ce travail porte sur la synthèse et la caractérisation physico-chimique de matériaux à base de phosphates de calcium à usage de biomatériaux, destinés soit au comblement osseux, soit au recouvrement de prothèses osseuses. La synthèse des matériaux pulvérulents a été réalisée par précipitation en solution aqueuse (Synthèse par voie humide) à température ambiante. Des molécules bioactives ont été incorporé dans la structure cristalline de l’apatite, telle que les ions fluor et les agents antibactériens (ions Cu 2+, Zn2+) qui accélèrent la guérison osseuse et prévenir une infection locale autour de matériau. Des techniques physico chimiques d’analyses comme la diffraction des rayons X (DRX), spectroscopie d’absorption infra-rouge à transformée de Fourier (FTIR) et l’analyse thermique gravimétrique (ATG/ATD), sont employées pour la caractérisation des poudres du point de vue chimique. Les résultats montrent que le produit final peut être constitué d’une phase pure (une apatite de formule (Ca,M) 10(PO4)6(OH,F)2 (telle que M=Cu2+, Zn2+) ou un mélange de divers composants en proportions contrôlées. L’évaluation d’effets antimicrobiens des poudres réalisées est effectué contre des souches bactériennes pathogènes Eschérichia coli et Staphylococcus aureus. Les résultats obtenus sont très prometteurs et prouvent l’amélioration des propriétés antimicrobiennes de matériau élaborés. Keywords : Biomatériaux, Fluorohydroxyapatite (FHA), infection, antimicrobien

I. Introduction Les tissus durs, l’os et les dents, sont des composites organo-céramiques qui présentent une microstructure très complexe. Le principal constituant minéral de l’os est l’hydroxyapatite phosphocalcique (HA), qui fait partie de la famille des orthophosphates de calcium. Elle est le matériau céramique le plus utilisé pour l’élaboration du tissu osseux artificiel ou le recouvrement de prothèses osseuses, en relation avec ses bonnes propriétés de biocompatibilité. Afin de se rapprocher encore de la partie minérale de l’os qui contient de nombreux substituts ioniques, de nombreuses études ont été menées concernant l’influence de divers ions comme le fluor, le strontium ou des groupements comme les carbonates ou les silicates. Le but de ce travail est de caractériser par différentes techniques DRX, IR, ATG/ATD des poudres en fluorohydroxyapatite dopées par des agent antibactériennes, en ensuite évaluer leurs effet bactéricide contre deux souches bactériennes ; Eschérichia coli et Staphylococcus aureus.

CaCl2.2H2O et 0,025 M de (NH4)2HPO4, dissous dans l’eau bidistillée, puis nous rajoutons à la solution 0.012 M de NH4F. Pour le dopage avec les ions métalliques, des quantités de CuCl2.2H2O, et ZnCl2 sont dissoutes dans l’électrolyte avec les autres réactifs. Les concentrations des différents réactifs sont choisies de manière à obtenir un rapport (M+Ca)/P d’environ 1,67, avec M= Cu, Zn [1]. Dans notre cas (M+Ca) = 0.042 M [1], avec [M] = 100 ppm [2, 3]. Le gel formé est séché à l’étuve à 80°C et on le calcine à 400°C pendant 1 heure. II.2. Méthodes de caractérisation Des techniques physico chimiques d’analyses comme la diffraction des rayons X (DRX), spectroscopie d’absorption infra-rouge à transformée de Fourier (FTIR) et l’analyse thermique gravimétrique (ATG/ATD), sont employées pour la caractérisation des poudres du point de vue chimique.

II. Procédures expérimentale

II.3. Evaluation de l’activité antibactérienne des poudres de Fluorohydroxyapatite dopés

II.1. Synthèse de poudres dopées Les poudres d’apatite phosphocalcique ont été préparées par la méthode précipitation en solution aqueuse (Synthèse par voie humide), la solution utilisé est un mélange de deux solutions contenant 0,042 M de

II.3.1. Souches testées L'activité antimicrobienne des échantillons (Poudres) a été testé vis-à-vis de deux souches bactériennes, Eschérichia coli (E. coli, CIP 7025) à GRAM négatives, et Staphylococcus aureus (s. aureus, CIP 7025) à GRAM

334

Fatima BIR, Hafit KHIREDDINE

II.3.2 Préparation de la suspension bactérienne A partir d’une culture jeune sur milieu gélosé, une suspension bactérienne dense (correspondant à 106 UFC/ml) [2, 3] est préparée pour chaque souche (E. coli, S. aureus) en dissociant 3 à 5 colonies dans 5 ml d’eau physiologique stérile, la densité de la suspension est mesurée à l’aide d’un spectrophotomètre (Schimadzu UV mini 1240). II.3.3. Evaluation de l’activité antibactérienne L’activité antimicrobienne des poudres de Fluorohydroxyapatite dopées est évaluée en utilisant la technique de diffusion en milieu gélosé Mueller Hinton, selon les recommandations du comité de l’antibiogramme de la société française de microbiologie [2, 4]. En versant de la gélose dans des boîtes de Pétri pour former des couches (environ 4 mm d’épaisseur). L’ensemencement de l'inoculum de micro-organismes sur le milieu se fait par la technique d’écouvillonnage. Un écouvillon stérile est préalablement humidifié dans la suspension bactérienne, puis passé sur toute la surface du milieu (3 passages à orientation décalée de 60° pour la boîte et l’écouvillon). Laissé sécher pendant 10 min [1]. Les poudres sous forme de pastilles (environ 16mm de diamètre et 0.12g en masse) [2], sont déposés sur la surface du milieu selon le schéma de disposition (Figure 1) (4 pastilles sur une boîte de pétri), à une distance importante pour éviter le chevauchement des zones d’inhibition [1]. Les boites sont incubées à 37°C pendant 24 heures.

suivantes : 0.25, 0.5, 1, 2, 4, 8, 16, 32, 64, 128 mg /ml. Une série de boites de Pétri est coulées pour chaque concentration, homogénéisées et séchées. A partir d’une suspension bactérienne de 106 UFC/ml, 10 µl sont déposés en spot sur le milieu Meuller Hinton. Les boites sont incubées à 37°C pendant 24h. La concentration minimale inhibitrice correspond à la plus faible concentration de poudre apatitique capable d'inhiber toute croissance visible à l’œil nu. Tous les matériels utilisés étaient en verre stérilisé à l'autoclave à 120 °C pendant 20 minutes avant les expériences.

III. Caractérisation des poudres synthétisées III.1. Caractérisation par diffraction des rayons X (DRX) Les diagrammes de diffraction des rayons X des poudres synthétiques obtenues par dopage de l’hydroxyapatite par les différents dopants sont reportés sur la Figure 2. Dans toutes les poudres de fluorohydroxyapatite dopées, la phase majoritaire est de la fluorohydroxyapatite qui est bien cristallisée. Nous avons aussi identifié la présence d’autres phases, Calcium Phosphate Fluoride Chloride (Ca5(PO4)3F.94Cl.1) comme cela est indiqué sur la figure 2. * : Ca5 ( PO4 )3F.94Cl.1 + : Fluoroapatite ¤ : Hydroxylapatite carbonaté

1400 1200

* +

* ++* + *

* Cu/Zn-FHA

800

* +

* ++*

*

*

Zn-FHA

600

* +

* ++* +*

*

Cu-FHA

* +

* ++* + *

*

1000

Intensité (u.a)

positives, le choix de ces deux souches nous permettons de comparer leurs réactions aux poudres synthétiques.

400 200

+

FHA

¤ HA

0 10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

70

2 Theta (°)

Fig 2. Spectres de diffraction des rayons X des poudres synthétique : HA, FHA, Cu-FHA, Zn-FHA, Cu/Zn-FHA. Fig 1. Dépôt des pastilles.

La lecture des résultats a été réalisée en mesurant les diamètres moyens des zones d’inhibition (mm) autour des pastilles [1, 5]. Deux essais sont réalisés pour chaque poudre et prend la moyenne. II.3.4. Détermination des concentrations minimales inhibitrices (CMI) des poudres dopées La concentration minimale inhibitrice (CMI) des poudres synthétiques est déterminée en utilisant la méthode de diffusion en milieu gélosé (Mueller Hinton). Une gélose Mueller Hinton en surfusion est additionnée à une concentration croissante d’une solution mère de chaque poudre à fin d’avoir les concentrations

Les ions Cl- sont incorporés dans l’apatite, leur présence développe un environnement acide à la surface de l’os qui active les cellules ostéoclastes dans la résorption osseuse. Ces environnements conduisent les sels alcalins du minéral osseux à se solubilisé. Dans un second temps, leur présence active l’action d’enzymes acides sécrétées par les ostéoclastes qui digèrent la matrice organique. Toutefois la teneur en chlore supérieure à celle de l’os pose des problèmes de toxicité [6]. Le spectre DRX de la poudre d’HA, montrent l’apparition des principaux pics d’hydroxyapatite carbonaté substitué en site B (Ca10(PO4)3(CO3)3OH2),

335


III.3. Analyse thermogravimétrique (ATG) et analyse thermique différentielle (ATD) La figure 4. montre l’évolution de la perte en masse (ATG) et le flux de chaleur en fonction de la température en milieu inerte, de poudres élaborées. 0 100 -10

-20

-30

FHA 90

-40

-50

200

400

600

800

Temperature (°C)

0

100

1635

ATD (°C)

III.2. Analyse par Infrarouge (IR-TF) Les spectres d’absorption infrarouge des poudres d’hydroxyapatite et ceux dopés avec différents éléments puis calcinées à la température 400°C sont reportés sur la figure 3. Ces spectres présentent presque les mêmes bandes d’absorption. Les principales raies sont attribuées aux groupements phosphates et hydroxyde de l’hydroxyapatite. Les bandes intenses vers 1100, 1025 cm-1 correspondent aux vibrations d’élongation antisymétrique (%3 PO43-) du groupement phosphate, celles à 950 cm-1 au mode d’élongation symétrique (%1 PO43-) alors que les bandes entre 560-600 cm-1 sont attribuées au mode déformation antisymétrique (%4 PO43-). Les faibles raies vers 472 cm-1 sont celles du mode de déformation symétrique (%2 PO43-) [2, 8]. On note l’absence de bandes caractéristiques des ions OH- (630 et 3560 cm-1) en raison de la large bande entre 3200 et 3700 cm-1 qui correspond à l’eau adsorbée en surface des poudres ainsi que celle centrée à 1635 cm-1. Ces bandes sont similaires à celles rapportés par S. Kanna et al (2002) [9] et X. F. Xiao et al (2006) [10].

OH-, et que l'intensité de cette bande augmente avec l'introduction des ions F- dans l'apatite entrainant une configuration prédominante en groupement OH-F. Si l’on compare les spectres de flourohydroxyapatite et fluorohydroxyapatite dopée nous remarquons que les bandes des groupements phosphates au mode de vibrations %1, %2 et %4 diminuent en intensité avec l’incorporation des ions du zinc, du cuivre où du mélange (cuivre/zinc), correspondant à la réduction de la cristallinité de la fluorohydroxyapatite. D’autre part, nous observons aussi la disparition des bandes caractéristique des carbonates avec l’incorporation du zinc, du cuivre où du mélange (cuivre/zinc). La disparition des ions carbonate peut être expliquée par l’échange ionique entre les ions calcium, les ions zinc et les ions cuivre entrainant un changement au niveau de la taille de la maille [12]. Pour tous les types de poudres synthétisées on retrouve des bandes plus larges, caractéristiques de phases mal cristallisées [11, 13].

ATG (%)

Les ions carbonate (CO32-) autorisent deux types de substitutions distinctes au sein de la structure apatitique. Elles sont dites de type B lorsque les ions phosphate (PO43-) sont substitués et de type A lorsque ce sont les ions hydroxyde (OH-). La substitution sur les deux sites engendre des apatites carbonatées mixtes de type AB. La structure et la composition chimique des apatites carbonatées tendent vers celles de l’apatite biologique [7]. Plusieurs études in vitro aient démontré que les carbonates augmentaient la solubilité et la bioactivité de l’hydroxyapatite et accélère la formation de la couche apatitique [7].

98

-10

96

Cu-FHA

-20

ATD (°C)

ATG (%)

600 565

1100 1025 950

1440

3440

Cu/Zn-FHA

94

Zn-FHA

-30 92

90

Cu-FHA

-40 200

400

600

800

Temperature (°C)

1440 4000

3500

3000

2500

2000

1500

1000

0

500 100

-10

-1

Fig 3. Spectres IR-TF des différentes poudres synthétique.

ATG (%)

Nombre d'onde (cm )

-20

ATD (°C)

820

720

FHA

472 HA

Zn-FHA -30

-1

-1

90

De faibles bandes à 1440 cm et 880 cm sont également observées sur les poudres d’HA et Zn-FHA. Elles correspondent sans ambigüité aux groupements Temperature (°C) carbonate apatitiques [11]. M.H. Fathi et al (2009) [8], ont montré que la faible Fig 4. Courbes ATG et ATD des poudres synthétiques : (a) poudre FHA, (b) poudre Cu-FHA, (c) poudre Zn-FHA. bande à environ 720 cm-1 est attribuée au groupement 336 -40

200

400

600

800


Les courbes d’analyses thermiques différentielles sont presque identiques. Le profil des courbes (a, b et c) présente des pics endothermiques à environ 93°C pour la poudre FHA et à 70°C pour les poudres de Cu-FHA et Zn-FHA qui sont liés à l'élimination de l'eau physisorbé. Celles-ci sont accompagnées par des pertes importantes en masse et qui sont de l’ordre de 8%, 4% et 12 % respectivement pour les poudres FHA, Cu-FHA et ZnFHA. Aucun autre phénomène n’est observé, en dépit d’une autre légère diminution de la masse (1%) de l’échantillon Cu-FHA du probablement à la volatilisation partielle de l’eau cristalline, comme cela à été déjà constaté par F. Hanna et al (2003) [14].

IV. Effets de l’activité antimicrobienne Les résultats des tests de diffusion sur disque antimicrobiens sont présentés sur le tableau 1. et sur la figure 5. TABLEAU 1 DIAMETRES DES ZONES D’INHIBITION DES POUDRES TESTEES Souche s S. aureus E. coli

FHA

Cu-FHA

Zn-FHA

16mm/16m m 16mm/16m m

23mm/16m m 19mm/16m m

23mm/16m m 18mm/16m m

Cu/ZnFHA 28mm/16m m 20mm/16m m

Les zones d'inhibition ont été en moyenne de 18mm/16mm et 25mm/16mm pour E. coli à Gram négatives et S. aureus à Gram positives, respectivement (Tableau 1). Ces résultats montrent que les bactéries à Gram positives sont plus sensibles par apport aux bactéries à Gram négatives. La résistance de E. coli est due à la structure de sa paroi et la composition de sa membrane externe [2]. M. Jelínek et al (2009) [15], ont constaté dans leurs travaux sur « Antibacterial properties of Ag-doped hydroxyapatite layers prepared by PLD method » que le mécanisme d’influence de ces ions sur les souches dépend de nombreux facteurs : la vitesse avec laquelle les ions sont libérés, les particules plus petites et les nanoparticules présentent de meilleurs résultats et un autre facteur pourrait être la cristallinité de la poudre qui ralentit le processus. Les ions (Cu2+ et Zn2+) sont incorporés en surface des cristaux de fluorohydroxyapatite, ce qui facilite le contact entres eux et la membrane cellulaire des microorganismes et contribuent à la réduction globale du nombre de cellules viables en milieu gélosé [2]. IV.1. Détermination des concentrations minimales inhibitrices (CMI) La détermination de la Concentration Minimale Inhibitrice (CMI) est couramment utilisée pour déterminer la sensibilité d'une souche aux antibiotiques [16]. L'application de cette technique pour les poudres synthétique, permet de déterminer le seuil de résistance des bactéries aux agents antibactériennes incorporé dans les poudres apatitiques. La CMI d’un antibiotique est définie comme la concentration la plus faible capable d'empêcher le développement visible de la bactérie dans des conditions standardisées [16].

(a)

Dans ce test, la CMI sera déterminée en milieu gélosé Mueller Hinton. Les résultats obtenus (Tableau 2) montrent une variabilité entre les souches et entre leurs réponses aux différentes poudres testées. TABLEAU 2 RESULTATS DES TESTS DE CMI EFFECTUE SUR LES POUDRES

(b) Fig 5. Résultats des tests des zones d’inhibition : (a) vis-à-vis S. aureus, (b) vis-à-vis E. coli.

Les résultats ont montré que seules les poudres dopées par les agents antimicrobiens touche les deux souches S. aureus et E. coli, il n'ya pas de zone d'inhibition pour la poudre de FHA. 337

Souches

Concentrations

0,25

0,5

1

2

4

8

16

32

64

128

S. aureus

Echantillons Cu/Zn-FHA Cu-FHA

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+

+

-

-

Zn-FHA

+

+

+

+

-

-

-

-

-

-

FHA

+

+

+

+

+

+

+

+

+

+

Cu/Zn-FHA Cu-FHA

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+ +

+

-

Zn-FHA

+

+

+

+

+

+

+

+

-

-

FHA

+

+

+

+

+

+

+

+

+

+

E. coli

+ : Croissance,

- : Pas de croissance


Les valeurs des CMI varient de 0.25 mg/ml à plus de 128 mg/ml (Tableau 3).

References

TABLEAU 3 CONCENTRATIONS MINIMALES INHIBITRICES DES ECHANTILLONS (MG/ML) VIS-A-VIS DES SOUCHES «STAPHYLOCOCCUS AUREUS» ET «ESCHERICHIA COLI» Souches Echantillon CMI (mg/ml) Cu/Zn-FHA 16 S. aureus Cu-FHA 64 Zn-FHA 4 FHA > 128 Cu/Zn-FHA 64 E. coli Cu-FHA 128 Zn-FHA 64 FHA > 128

La CMI de la poudre de FHA n'a pu être déterminée. Elle est cependant supérieure à 128 mg/ml chez les deux souches (S. aureus et E. coli), car une croissance de la souche est observée à cette concentration. Les souches de E. coli semblent être plus résistantes avec des CMI ≥ 64 mg/ml vis-à-vis des trois poudre dopées. Contrairement à S. aureus qui semble très sensible à la poudre de Zn-FHA avec une CMI = 4 mg/ml. Les deux souches sont très sensibles au zinc par rapport au cuivre.

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V. Conclusion L’ensemble des résultats a permis de mettre en évidence que la modification chimique des poudres d’hydroxyapatite par les bioéléments permet d’induire une diminution sensible de l’adhérence bactérienne qui dépend de différents paramètres, parmi eux la nature de la souche Gram négatives et Gram positives. Des recherches approfondies dirigées vers une meilleure compréhension de l'interaction entre les particules apatitiques dopées aux ions métalliques et les protéines de la membrane des micro-organismes devraient faire la lumière sur le mode d'action de ces apatites pour être utilisé comme un matériau antimicrobien.

338


Influence de l’agglomération des grains du clinker dans le four sur les propriétés du ciment Soumia Kabou1, Larbi Kacimi1*, Abdelhamid Ghomari2, Angélique Simon-Masseron3 1.

2. 3.

Département de Chimie, Faculté des Sciences, Université des Sciences et de la Technologie d’Oran, B.P. 1505 ElM’Naouer, U.S.T.O., Oran, Algérie, E.Mail : [email protected] Département de Chimie Industrielle, Faculté des Sciences, Université de Mostaganem, Algérie. Laboratoire des Matériaux à Porosité Contrôlée, CNRS UMR 7016, Université de Haute-Alsace, 3, rue Alfred-Werner, F68093 Mulhouse cedex, France.

RESUME A l’échelle industrielle, les grains d’un même clinker présentent des compositions minéralogiques différentes. Ce qui est du au transfert non uniforme de la chaleur dans les fours rotatifs. En effet, les dimensions des grains dans les couches caractérisées par un faible échange thermique sont plus élevées. Cette étude a permis de mettre en évidence la relation entre la température de cuisson et les dimensions des grains du clinker sortant du four d’une part, et sa composition minéralogique d’autre part. Pour la réalisation de ce travail, deux clinkers industriels de deux cimenteries de l’ouest Algérien (Zahana et BéniSaf) ont été sélectionnés. Trois fractions de dimensions différentes des grains (petite, moyenne et grosse) ont été prélevées de chaque clinker. L’examen des compositions minéralogique et chimique de ces fractions a montré que le taux d’alite ainsi que la quantité de phase amorphe diminuent avec l’augmentation de la grosseur des grains ; les grains de basse température de cuisson renferment moins d’alite. Le clinker à faible taux d’alite présente, selon les caractérisations effectuées par diffraction des rayons-X, microscopie électronique à balayage couplé à la microsonde et microscopie optique, une perturbation dans son réseau cristallin caractérisé par des cristaux désordonnés de taille réduite et de texture déformée. Ces caractéristiques ont permis d’améliorer l’activité hydraulique du clinker, examinée par les essais de chaleur de prise et de résistance mécanique. Les résultats obtenus montre qu’un clinker de gros grains, formé à des températures moins élevées, peut être caractérisé par de meilleures performances malgré qu’il engendre un faible taux d’alite.

Mots clés : Clinker, Structure cristalline, Propriété hydraulique, Cuisson du clinker, Alite, Résistance mécanique. Portland, l’étude de la structure, la morphologie et la composition chimique des minéraux ainsi que les propriétés physiques et mécaniques du ciment a été effectuée.

I. Introduction La fabrication du clinker Portland par voie sèche nécessite une grande consommation en énergie thermique, qui est de l’ordre de 3100 MJ par tonne de clinker [1-3]. Cette énergie est nécessaire pour porter le mélange cru du ciment à une température dépassant 1450°C dans le but de former, à partir de la bélite, l’alite qui détermine la qualité recherchée du ciment [4]. Ce travail consiste à montrer qu’un ciment de bonnes performances mécaniques n’est pas forcément riche en alite [5-7]. Il peut être produit par cuisson d’un mélange de matières premières caractérisé par un bas titre en chaux, en consommant moins de chaleur pendant sa formation [8,9]. Deux clinkers industriels de deux cimenteries situées à l’ouest de l’Algérie ont été choisis pour sélectionner de chacun trois échantillons de fractions variables. La relation entre la composition minéralogique du clinker, sa granulométrie et par conséquence sa température de clinkérisation a été étudiée. Afin de déterminer l’effet de cette composition sur les caractéristiques du clinker et son ciment

II. Expérimentation Afin d’établir le lien entre la granulométrie du clinker, sa composition minéralogique et sa température de cuisson, trois échantillons de fractions différentes (petites (P.F.), moyennes (M.F.) et grosses (G.F.)) ont été prélevés de deux cimenteries Algériennes: unité de Zahana et unité de Béni-Saf. Suivant les dimensions désirées, le clinker prélevé directement du refroidisseur à grilles est passé sur deux tamis de mailles 25 et 5 mm. Le choix s’effectue de telle sorte que la grosse fraction soit le refus sur le tamis de 25 mm, la fraction moyenne est le refus sur le tamis de 5 mm et la fine est constituée par le tamisat. La composition chimique de ces clinkers à différentes fractions a été déterminée par un spectrophotomètre de fluorescence X (PW 1404 X). Leur composition minéralogique a été déterminée par la méthode de section polie sur microscope optique (ZEISS), après attaque chimique spécifique, et leur structure cristalline par un diffractomètre de rayons X (PW1710 BASED). Le microscope électronique à balayage (EDAX 339

S. Kabou, L. Kacimi, A. Ghomari, A. Simon-Masseron HITACHI 52500) a été utilisé pour étudier la variation dans la morphologie des minéraux constituant ces clinkers, notamment l’alite, et la composition chimique de cette phase. En outre, des essais physiques et mécaniques ont été effectués sur des éprouvettes de ciments des clinkers étudiés afin d’examiner l’effet de la composition minéralogique sur la qualité du produit.

2CaO.SiO2) qui augmente avec l’augmentation des dimensions des grains. TABLEAU II COMPOSITION MINERALOGIQUE DES CLINKERS ETUDIES (PRECISION : +-1) Minéraux du Clinker de Zahana Clinker de Béni-Saf clinker P.F. M.F. G.F. P.F. M.F. G.F. C 3S C 2S C3A C4AF

III. Etude des compositions chimique et minéralogique III.1. Effet de la granulométrie du clinker sur sa composition chimique

21,46

21,89

21,94

23,22

23,68

23,57

4,73

4,80

4,56

4,17

4,45

4,79

Fe2O3

3,46

3,27

3,69

3,32

3,42

3,28

MgO

2,76

2,59

2,51

1,83

1,76

1,86

Na2O

0,35

0,32

0,40

0,44

0,46

0,48

K2O

0,42

0,28

0,53

0,56

0,57

0,68

SO3

0,77

0,75

0,85

0,49

0,62

0,53

P.F.

0,28

0,32

0,41

0,66

0,70

0,71

CaO libre

0,20

0,90

1,40

0,40

1,20

1,80

51 29 9 11

58 23 9 10

52 30 9 9

46 32 11 11

Au cours du refroidissement, le cœur des gros grains ne subit pas une diminution rapide de la température, ce qui permet la cristallisation de la phase amorphe et la décomposition partielle de l’alite [14]. Par conséquent, la quantité de ces deux phases diminue.

TABLEAU I COMPOSITION CHIMIQUE (% MASS) DES CLINKERS ETUDIES Constituant Clinker de Zahana Clinker de Béni-saf du clinker P.F. M.F. G.F. P.F. M.F. G.F. CaO 65,36 65,18 64,73 64,65 63,92 63,49 SiO2

57 23 9 11

Pendant la cuisson certaines parties du mélange subissent un faible échange thermique dû à la nonuniformité de la température dans le four. Par conséquent, ces endroits se caractérisent par une phase liquide de viscosité élevée [1,11], ce qui augmenterait le pouvoir d’agrégation des minéraux lors du refroidissement. Ce milieu trop visqueux affaiblit la dissolution et la diffusion de la bélite et de la chaux en diminuant la formation de l’alite [12,13].

La composition chimique moyenne, déterminée par Fluorescence- X sur une dizaine d’échantillons de chaque fraction des deux clinkers, est donnée dans le Tableau I. Aucune relation n’existe entre la composition chimique du clinker et sa granulométrie, à l’exception du taux de la chaux libre qui augmente avec la grosseur des grains. Ceci est dû au refroidissement lent que subit le cœur des gros grains qui permet une décomposition partielle des minéraux calciques notamment l’alite [10].

Al2O3

62 20 8 10

Il est à conclure que la composition minéralogique du clinker varie en fonction de sa granulométrie qui est directement liée à sa température de cuisson. Les gros grains se caractérisent par un faible taux d’alite.

IV. Etude morphologique et structurale IV.1. Variation des dimensions des cristaux du clinker en fonction de sa granulométrie L’observation sous microscope électronique à balayage de dix grains de chaque fraction des clinkers étudiés a permis d’illustrer les plages de variation des tailles des cristaux de C3S et C2S (Tableau III). Ces tailles diminuent avec l’accroissement des dimensions des grains. Le clinker à faible taux de C3S présente donc, des cristaux de petites tailles. Ceci peut être expliqué d’une part, par le fait que la viscosité élevée de la phase fondue lors de la cuisson empêche l’accroissement des cristaux des silicates calciques (alite et bélite) [15,16], et d’autre part, la décomposition partielle lors du refroidissement de ces minéraux, obtenus à basse température, permet la réduction de la taille de leurs cristaux [10,17].

III.2. Effet de la granulométrie du clinker sur sa composition minéralogique Les pourcentages moyens des minéraux sont déterminés par observation, sous microscope optique, des surfaces polies de dix grains de chaque fraction des clinkers étudiés. Les résultats sont donnés dans le Tableau II. Pour les deux types de clinkers (Zahana et BéniSaf), la quantité d’alite (C3S ou 3CaO.SiO2) déterminée par microscopie optique, diminue en fonction de l’augmentation des dimensions des grains et par conséquent les grosses fractions se caractérisent par une teneur plus faible en cette solution solide. L’inverse est remarqué pour la bélite (C2S ou

TABLEAU III PLAGES DES TAILLES DES CRISTAUX DE C3S ET C2S EN (.M) Minéral du Unité de Zahana Unité de Béni-saf clinker P.F. M.F. G.F. P.F. M.F. G.F. C3S 22-29 12-18 5-15 26-32 14-27 10-16 C2S 11-15 6-9 2-8 13-15 8-12 5-9

340

S. Kabou, L. Kacimi, A. Ghomari, A. Simon-Masseron

IV.2. Etude morphologique Le clinker à petites fractions est caractérisé par des cristaux d’alite et de bélite relativement gros (Fig. 1-a). Ces cristaux, sont bien formés et adoptent des formes régulières hexagonales d’alite et arrondies de bélite. Ils sont généralement rassemblés et forment de grandes masses cristallines séparées par une phase amorphe. En ce qui concerne le clinker à fractions moyennes, représenté par la Figure 1-b, nous remarquons une diminution dans la taille des cristaux et dans la régularité de leurs formes géométriques. c- Grosses fractions Fig. 1. Morphologie des minéraux du clinker

La morphologie des phases du clinker à grosses fractions ressemble à celle des précédents (Fig. 1-c), mais toutefois, les cristaux sont déformés et leur taille est plus faible. Les faibles dimensions des cristaux ont permis à la masse vitreuse de se développer dans les interstices.

IV.3. Analyse structurale L’analyse des diffractogrammes de rayons X des clinkers de Zahana et Béni-Saf, à différentes fractions (Figs. 2 et 3), montre une légère variation dans les intensités des pics et dans les angles de diffraction. Cette variation explique la différence observée sur la forme des cristaux.

L’analyse microscopique des différentes fractions des clinkers des deux cimenteries permet de déduire que la taille des cristaux des silicates calciques diminue avec l’augmentation de la grosseur des grains. La déformation des cristaux d’alite dans le clinker à gros grains est due à la perturbation de sa structure et sa décomposition pendant le refroidissement, ce qui caractérise les clinkers obtenus à basses températures [10,17].

Fig. 2. DRX des clinkers de Zahana

a- Petites fractions Fig. 3. DRX des clinkers de Béni-saf

Les distances interréticulaires du réseau cristallin de l’alite dans les différents clinkers étudiés, plus faibles que celles de C3S pur, diminuent avec l’accroissement de la grosseur des grains (Tableau IV), ce qui conduirait à la réduction de la taille des cristaux de cette phase dans le clinker à grosses fractions (Tableau III). Ceci est expliqué par la substitution de Ca2+ par d’autres éléments de volume ionique plus faible (Si4+, Fe3+, Al3+, Mg2+, Na+), comme c’est montré par l’EDAX (Tableau V) [18,19]. Cette substitution influe sur la morphologie de l’alite et conduit à une perturbation au sein de sa structure, ce qui peut améliorer son activité hydraulique [18,20,21].

b- Moyennes fractions

341

S. Kabou, L. Kacimi, A. Ghomari, A. Simon-Masseron TABLEAU IV PRINCIPALES DISTANCES INTERRETICULAIRES DE L’ALITE DES CLINKERS ETUDIEES Elément Ca Si Fe Al Mg Na O

Plages du % atomique P.F. M.F. G.F. 32,331,730-30,9 33,8 32,5 10,410,610,311,2 10,9 11,2 0,1-0,4 0,2-0,6 0,5-0,7 0,1-0,7 0,4-0,8 0,6-1,1 0,7-0,9 0,8-1,2 1,0-1,7 0,2-0,6 0,5-0,9 0,8-1,5 53,554,154-55,7 56,6 55,9

éléments dans l’alite augmentent avec l’augmentation de la grosseur des grains, avec une diminution du taux de calcium, ce qui explique la substitution de ce denier par ces éléments. Ces impuretés peuvent aussi se retrouver insérer dans la structure de l’alite en provoquant une perturbation de son réseau cristallin [18,19,21]. Cette analyse confirme les conclusions des résultats de l’analyse structurale.

% massique moyen P.F. M.F. G.F. 51,8 50,7 48,5 11,9

11,8

12,2

0,7 0,3 0,8 0,3 34,2

0,9 0,6 1,0 0,6 34,4

1,3 0,9 1,3 1,0 34,8

TABLEAU V COMPOSITION CHIMIQUE DE L’ALITE Pic

Clinker de Zahana Clinker de Béni-saf C3S pur P.F. M.F. G.F. P.F. M.F. G.F. Pic1 2,7823 2,7798 2,7790 2,7819 2,7802 2,7794 2,7883 Pic2 2,7518 2,7458 2,7449 2,7515 2,7470 2,7466 2,7676 Pic3 2,6126 2,6115 2,6105 2,6122 2,6112 2,6105 2,6122

En outre, les diffractogrammes de rayons X (Figs. 2 et 3) présentent deux doublets de pics de C3S et )-C2S, le premier entre 41°/2- et 42°/2-, et le deuxième entre 51°/2- et 52°/2-. Ces deux doublets, d’intensités variables et faibles des grosses fractions, montrent que certains cristaux de C3S ne subissent pas de transformation complète en )-C2S au cours du refroidissement. Ce qui explique les déformations observées dans les cristaux d’alite et de bélite. Les pics 33,2°/2- et 59,9°/2- caractérisent C3A, tandis que celui 33,8°/2- caractérise C4AF. L’intensité de ces pics diminue en passant des grandes aux petites fractions, ce qui explique l’amélioration de la symétrie de la structure cristalline de ces phases lorsque les dimensions des grains augmentent. Par conséquent, les grosses fractions qui subissent un refroidissement moins rapide à l’intérieur des grains, sont caractérisées par C3A et C4AF de structure plus ordonnée. Ceci est en accord avec la littérature [14].

Pic4 2,1895 2,1877 2,1873 2,1891 2,1883 2,1871 2,1915

La variation de la composition chimique de l’alite en fonction de la taille des grains peut conduire à la variation de l’activité du clinker [18,19,22]. Ainsi, le clinker à grosses fractions peut présenter des propriétés hydrauliques considérables, malgré le faible taux d’alite qu’il renferme, du fait de la structure perturbée et la faible symétrie du réseau cristallin de C3S [4,22,23].

V. Propriétés physiques et mécaniques Dans le but d’étudier l’influence de la composition minéralogique du clinker portland, qui est fonction de la grosseur des grains, sur ses propriétés hydrauliques, cinq échantillons de chaque fraction du clinker de Zahana ont fait l’objet d’essais normalisés. Chaque échantillon est préhomogénéisé puis broyé à une finesse de mouture de 3600 cm2/g avant de lui ajouter 5% de gypse naturel (CaSO4.2H2O), de même surface spécifique, et malaxer pendant 30 minutes. Le ciment ordinaire (C.O.), formé de 95% de clinker ordinaire de Zahana et 5% du même gypse, est pris comme témoin dans cette étude.

IV.4. Composition chimique de l’alite La composition chimique de l’alite (C3S) du clinker de Zahana à différentes fractions a été déterminée par EDAX couplé au microscope électronique à balayage (Tableau V). Les analyses ont concerné dix grains de chaque fraction de diamètre variable. Cette composition a été déterminée dans cinq points du même cristal pour cinq cristaux d’alite de tailles différentes de chaque grain. Les plages de variation de la composition chimique de l’alite, qui présentent la dispersion des résultats, sont données dans le Tableau V avec les pourcentages massiques moyens de chaque élément. Ces résultats ont permis de calculer les formules structurales représentatives de l’alite dans chaque fraction : Ca33Si10,8Fe0,3Al0,3Mg0,8Na0,4O54,4 pour la petite fraction, Ca32,1Si10,7Fe0,4Al0,6MgNa0,7O54,5 pour la moyenne fraction et Ca30,5Si11Fe0,6Al0,8Mg1,3Na1,1O54,7 pour la grosse fraction. Il est constaté, en plus des éléments de l’alite (Ca, Si, O), la présence d’éléments étrangers en l’occurrence Fe, Al, Mg et Na. Les taux de ces

V.1. Consistance normale et Délais de prise La consistance normale et le temps de prise des ciments des clinkers étudiés sont déterminés par l’appareil de Vicat, selon la norme Européenne [EN 196-3]. Les résultats sont donnés dans le Tableau VI. TABLEAU VI VARIATION DES PROPRIETES PHYSIQUES DES CIMENTS DES CLINKERS ETUDIES Ciment C.N. (%) D.P. (min) F.P. (min) P.F. 26-28 110-125 190-210 M.F. 24-25 90-100 175-200 G.F. 22-25 80-95 170-185 C.O. 24-26 140-155 180-190

Il est constaté qu’avec l’augmentation des dimensions des grains, les temps de début de prise (D.P.) et de fin de prise (D.P.) diminuent avec 342

S. Kabou, L. Kacimi, A. Ghomari, A. Simon-Masseron l’augmentation de la taille des grains. Selon la littérature, cette propriété est liée principalement au pourcentage et à la structure de C3A [18,24]. Le clinker à gros grains est caractérisé par une structure cristalline de C3A plus symétrique, malgré que le taux de cette phase soit pratiquement le même dans tous les clinkers étudiés. Cette structure, qui caractérise les clinkers à refroidissement lent [18,25], est à l’origine de la vitesse d’hydratation du clinker à gros grains. La consistance normale du ciment (C.N.), qui est fonction de la composition minéralogique du clinker [16], diminue avec la grosseur des grains (Tableau VI).

50

G.F. M.F. P.F.

Résistance à la compression (MPa)

45 40 35 30 25 20 15 10 5 0

V.2. Chaleur d’hydratation

2

4

6

8

10 12 14 16 18 20 22 24 26 28

Temps (jour)

La chaleur d’hydratation a été déterminée par la méthode de dissolution selon la norme Française [NF P 15-461]. Les résultats obtenus (Tableau VII) montrent que la chaleur d’hydratation dégagée par les grosses fractions, contenant la plus faible teneur en C3S, est la plus élevée. Par conséquent, l’activité d’un ciment n’est pas liée uniquement à la composition minéralogique. Ce phénomène est du, entre autres, à la structure des minéraux, particulièrement à l’état de la surface des cristaux et la défectuosité du réseau [4,17]. Le clinker à grosses fractions est caractérisé par C3A mieux cristallisé, à cause du refroidissement lent que subit le cœur des grains [14,18,25], et une alite de structure perturbée, due à la présence d’éléments étrangers au sein de sa structure (Tableau V). Ces caractéristiques permettent l’amélioration de son activité hydraulique.

Fig. 4. Evolution de la résistance à la compression avec le temps

VI. Conclusion La composition minéralogique d’un clinker varie selon sa granulométrie. Cependant, les gros grains, formés dans les couches profondes subissant un mauvais échange thermique, se caractérisent par un faible taux d’alite. La structure cristalline des phases silicatées C3S et )-C2S, la texture et la taille de leurs cristaux s’améliorent avec la diminution des dimensions des granules du clinker. En effet, le clinker à gros grains, obtenu à basse température de cuisson, est caractérisé par une alite de structure cristalline perturbée avec un grand nombre d’inclusions. Cette structure a permis d’augmenter l’activité hydraulique de ce clinker, malgré le faible taux d’alite qu’il renferme, en améliorant ses propriétés physiques et mécaniques, en l’occurrence sa chaleur d’hydratation et sa résistance à la compression. Ainsi, un clinker obtenu à une température de clinkérisation inférieure à 1450°C peut présenter des propriétés minéralogiques considérables, par rapport à l’ordinaire, qui améliorent son activité hydraulique. Ceci peut se réaliser par un choix de la composition chimique du mélange cru avec un régime de refroidissement approprié.

TABLEAU VII VARIATION DE LA CHALEUR D’HYDRATATION DES CIMENTS DES CLINKERS ETUDIES Temps (jour) Chaleur d’hydratation (Cal/g) P.F. M.F. G.F. C.O. 2 39,5-43,8 46,3-50,4 48,4-51,9 44,2-46,5 7 52,9-54,4 55,6-58,3 57,7-60,6 56,7-59,1 28 74-77,5 84,6-87,4 88,8-91,6 82,4-86,5

V.3. Résistance à la compression La résistance à la compression des ciments des clinkers étudiés a été déterminée sur des mortiers de dimensions 40 mm x 40 mm x 160 mm, selon la norme Européenne [EN 196-1]. Cinq échantillons de chaque fraction ont été examinés, dont l’évolution de leurs résistances en fonction du temps est montrée par la Figure 4. Le clinker à grosses fractions est le plus résistant mécaniquement malgré qu’il renferme un faible taux de C3S. Par conséquent, la diminution du taux de C3S ne diminue pas forcement la résistance mécanique, qui est liée aussi à la réactivité de l’alite et la bélite [4,22,23]. Cette réactivité est due à la structure perturbée de ces minéraux et les inclusions des impuretés dans le réseau cristallin [18,19,22], ce qui est le cas pour le clinker à gros grains.

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Preparation of polystyrene latex particles via emulsion polymerization using Hitenol BC-20 as a surfmer: Why the coating potential is different compared to the presence of emulsifying solid nanoparticles? Amro K.F. Dyaba,c*, Hisham A. Essawyb, Ahmed I. A. Abd El-Mageed a, Fouad Tahaa a

Chemistry Department, Faculty of Science, Minia University, Minia 61519, Egypt. Department of Polymers and Pigments, National Research Center, Dokki 12311-Cairo, Egypt. c Preparatory Year Deanship, King Faisal University, Hufuf, Kingdom of Saudi Arabia . b

ABSTRACT The emulsion polymerization of styrene using the conventional well-defined emulsification system based on sodium dodecylsulphate (SDS) have been carried out and compared to Hitenol as a polymerizable surfactant. Oil-in-water (o/w) pre-emulsions prepared with 1-5 wt % SDS using 20 vol. % of styrene showed low emulsion stability against creaming upon standing without polymerization. Polymerization of SDS stabilized o/w emulsions with 2 wt % of potassium persulphate (KPS) resulted in negatively charged monodisperse polystyrene (PS) nanoparticles with an average diameter of 50-550 nm for 1 and 5 wt % SDS, respectively. Polymer latex particles prepared with SDS showed good stability against coagulation in presence of up to 0.1M NaCl as revealed from turbidity measurements. More stable o/w styrene emulsions have been prepared with Hitenol as a polymerizable surfactant when polymerization achieved using 2 wt % KPS to give polymer nanoparticles in the order of 50-200 nm for Hitenol concentrations of 2.5 and 6 wt %, respectively. Films of the prepared emulsions with SDS showed poor adhesion properties on glass surfaces. Unfortunately, it did not improve in case of comparable emulsions fabricated with Hitenol on the contrary to our previous reports that proved the effectiveness of solid emulsifying nanoparticles, up to a critical limit, in improving the coating properties on glass substrates. . Keywords: Emulsion polymerization; styrene; Hitenol; SDS.

other [4]. Our strategy behind the current work will focus on the emulsion polymerization of styrene using the well known sodium dodecyl sulphate (SDS) which is a usual surfactant as a reference in comparison to a noncommonly used polymerizable anionic surfactant (surfmer) such as polyoxyethylene alkyl phenyl ether ammonium sulphate (Hitenol BC-20). We are mainly motivated by some facts that must be settled in order to make the polymerization in the presence of Hitenol more well-defined: diffusion, migration and transport of a high molecular weight surfactant may be trapped inside the latex film relative to a low molecular weight surfactant like SDS which affects the polymerization process [5]. Further, existence of double bonds lies behind the use of reactive surfactants as they can copolymerize and therefore remain covalently linked to main anticipated polymer so that desorption is prevented [6]. The absence of surfactant migration imparts substantial benefits to at least better performance to latex coatings, e.g., mechanical properties, water resistance and electrolyte stability [5]

Introduction Water borne emulsions of polymers have received great attention due to little environmental risks experienced with other systems that are dependent on solvents [1]. Various methods are commonly used for the preparation of the water borne emulsions, one of them which is actually the most versatile method, is the emulsion polymerization method [2]. This method depends on the emulsification of a polymerizable oil (monomer) within a finite cavity (micelle), preformed at a critical concentration of an amphiphilic compound called surfactant, the polar part of each component interact with its counterparts through electrostatic repulsion while long hydrophobic chains of each component within a micelle are interacting via hydrophobic-hydrophobic forces thus these forces drive the amphiphilic compounds to self-assemble at a critical concentration in the aqueous phase and form the micelles whose their hydrophobic core can entrap or accomodate a non-polar monomer (oil). Generally, emulsions are defined as metastable colloids, consist of two immiscible fluids for one being dispersed in the other with the aid of a surface active agent thus stability and the type of emulsion to be reached is associated with the phase behavior of the whole system [3]. There are different parameters which can control process of emulsion formation and related aspect such as temperature, mixing speed, surfactant type, concentration of each component with respect to the

Experimental Materials

Styrene, supplied from Alpha Chemika (India), was purified by initial washing three times with 10% NaOH solution with vigorous shaking then carefully removing the aqueous layer using a separation funnel and then 345

Amro K.F. Dyaba,c*, Hisham A. Essawyb, Ahmed I. A. Abd El-Mageed a, Fouad Tahaa styrene was finally dried over anhydrous sodium sulphate (Na2SO4) before use. Sodium dodecyl sulphate (SDS), used as an anionic surfactant,was supplied by Sigma. Polyoxyethylene alkyl phenyl ether ammonium sulphate (Hitenol BC-20) (a polymerizable anionic surfactant) was a gift from Dai-Lehi Kogyo Seiyaku Co., Ltd., Japan. Potassium Persulphate (KPS, with 97 % Purity) was provided from Cambrian chemicals. Other chemicals were all supplied from El-Nasr Company, Egypt.

latex particles to a glass surface was achieved using film applicator technique; its thickness in the wet state was about 120 micron and 30-50 micron when it was dry. About 1.5 g of the latex particles was cast onto a glass surface and dried at room temperature then the film adhesion was examined visually by scratching. Results and Discussion The composition of the pre-emulsions achieved using different concentrations of SDS (samples 1-5) while keeping fixed volume fraction ( @o ) of oil (monomer)

Methods

and initiator is summarized in Table1. The appearance of the emulsified monomer solution after standing longley without polymerization can be clearly shown in Fig 1 where the emulsion phase separated into a cream top layer on the surface and a denser cloudy aqueous layer at the bottom. We noticed also a high percentage of water release from the emulsions and a low percentage of emulsion which may reflect ineffectiveness of SDS to stabilize this series of emulsions for long time.

Preparation of o/w stabilized emulsions using different surfactants

A typical simple o/w emulsion in which the volume fraction of oil ( @o ) equals 0.2 was prepared in a glass reactor by adding 2 cm3 of oil to 8 cm3 of pure water containing a known mass of either SDS or Hitenol plus a known amount of the initiator. The mixture was then stirred using a mechanical stirrer device (Model ingenieurbüro cat, M.Zipperer GmbH, type: M 601, made in Germany). Polymerization was then started under stirring, and continued for 12 h. to ensure completion, through maintaining the glass reactor at 70ºC–72ºC in water path

Table 1. Recipes of samples 1-5.

Characterizations

Conductivity measurements were performed at room temperature immediately after preparation of the emulsions using a portable conductivity meter (Model CM-1K) from TOA electronics Ltd. Tokyo, Japan after calibration with a standard 0.1 M KCl solution. The Zeta potential (ξ) measurements were performed at 25 ºC on water-dispersions of the samples using laser zee meter (Model 501, from Pen Kem company, INC company, Bedford Hills, NY, U.S.A.). Turbidity in (NTU) units was measured using a bench turbidity meter (Model 1150 ICM), made in U.S.A. Optical microscope, equipped with a digital camera, was used for the observation of the resulting emulsions on a glass slide after prior dilution of one emulsion drop with double volume of the contineous phase before viewing at 40 X. Transmission electron microscopy (TEM) images of the samples were observed, using a ZEISS electron microscopy (Germany), operated at 60 kV to give magnifications up to 100000 time, from a single drop of a diluted dispersion, placed on a carbon-coated copper grid (300 meshes) after allowing to evaporate. Particle or drop size distribution was determined using a Malvern Mastersizer MS20 particle sizer, UK. Viscosity was measured in cP or mPa.sec. using Brookfield DVII+ viscometer, from Stoughton, U.S.A., RT 45499 with speed from 0.01-200 rpm using S18 spindle type. The viscometer could also provide the relevant shear stress (SS) (dyne/cm2 or Newton/m2), shear rate (SR) (1/sec.) and torque (scale percentage) data. Adhesion of polymer

Sample No. / Composition

1

2

3

4

5

@o , monomer Volume of oil, ml Volume of water, ml SDS (wt %) based on water.

0.2 2 8

0.2 2 8

0.2 2 8

0.2 2 8

0.2 2 8

1

2

3

4

5

Wt. of KPS (2%) based on water, gm

0.16

0.16

0.16

0.16

0.16

Figure 1. O/w emulsions of samples 1-5 before polymerization.

From Fig. 2, it can be noted that the conductivity of the system increased with the concentration of the surfactant (SDS), reaching a maximum (4200 µs/cm) at SDS concentration of 5 wt % which is in consistence with increasing the negative charge originating from SDS molecules adsorbed on oil drops of the emulsions.

Figure 2. Conductivity vs. SDS concentration for samples 1-5 before polymerization.

346

Amro K.F. Dyaba,c*, Hisham A. Essawyb, Ahmed I. A. Abd El-Mageed a, Fouad Tahaa The effect of electrolyte concentration on the stability of resulting emulsion in terms of Critical Coagulation Concentration (CCC) could be measured by adding few drops of the polymer to a known amount of an electrolyte like NaCl, CaCl2 or AlCl3 in different concentrations (0.001-1 M), then CCC was measured similarly as done before with the turbidity measurements. NaCl was employed as an electrolyte and the obtained CCCs for samples 1-5 are depicted in Fig. 6.

Also, some optical microscopic images can be shown from Figure 3 where it can be noted that there is a broad drop size distribution (polydisperse), also the drop size of the emulsion becomes smaller as SDS concentration was increased.

Figure 3. Optical images of samples 1-5 (x 40)

The characteristics of the emulsions after finishing the polymerization process could be investigated using turbidity and zeta potential measurements as displayed in Figs. 4 and 5.

Figure 6. Critical coagulation concentration plot of samples 1-5 after addition of NaCl as an electrolyte.

As demonstrated, the stability decreases as the concentration of the surfactant decreases, thus turbidity increases in the order SDS (1%) > SDS (2%) > SDS (3 %) > SDS (4 or 5 %). It can be noted that the presence of an electrolyte will cause coagulation of the latex due to screening of the surface charges so the turbidity increases along with increasing NaCl concentration. Furthermore, for a given SDS concentration, the emulsion will coagulate with increasing amounts of NaCl and the sensitivity of the emulsion to coagulate is more for the emulsions prepared with less amounts of SDS.

Figure 4. Turbidity plot of samples 1-5 after polymerization as a function of SDS concentration.

Fig. 7 a-d represents TEM images and their corresponding size distributions for samples 3 and 5, respectively to investigate the effect of SDS concentration on the number of formed latex particles in addition to their sizes. Evidently, the number obtained is tremendously higher at elevated concentrations of SDS while the size is much smaller.

From Fig. 4, we notice that as the concentration of the SDS surfactant decreases, the polymer stability continuously decreases which in turn increases the polymer tendency to coagulation and thus turbidity has increased.

(A)

(C)

% in class

Size distribution(s)

(B)

(D)

30

Figure 5. Zeta potential plot of samples 1-5 after polymerization as a function of SDS concentration.

20

It can likewise be observed from Fig.5 that the zeta potential acquired by the formed latex particles was about - 40 mV for the surfactant concentration range of 1-3 wt %. Afterwards, it started to increase with more surfactant used and reached - 60 mV at 5 wt % of SDS.

10

5

10

50 100 Diam eter (nm)

500 1000

Figure 7. a) TEM image of sample 3 (x 20000) prepared with 3 wt % SDS, b) size distribution of sample 3 , c) TEM image of sample 5 (x 20000) prepared with 5 wt % SDS, and d) size distribution of sample 5.

347

Amro K.F. Dyaba,c*, Hisham A. Essawyb, Ahmed I. A. Abd El-Mageed a, Fouad Tahaa (Fig. 10). However, it is clear that there is a spontaneous phase separation of the oil after standing for a while (creaming).

This was additionally confirmed by determining the size distribution range as shown in Fig. 8. Sample 5 (prepared with 5 wt % SDS) exhibited an average particle size of 50 nm, increased about 10 folds (550 nm) for lower concentration of SDS (1 wt %, sample 1) respectively.

Figure10. Conductivity plot of samples 7-10.

Optical microscopic investigation on samples 7-10 before polymerization (Fig. 11) illustrates obviously that the formed oil drops at the lower Hitenol concentration (sample 7) are coarse, polydisperse, the size started to decrease together with the polydispersity along with increasing Hitenol up to 5 % (sample 9). The situation improved more upon using 6.3 wt. % of Hitenol (sample 10) and the drops of the monomer oil became much smaller in size and close to be monodisperse.

Figure 8. SDS concentration versus particle size for polymer samples 1-5 after polymerization.

We started another series of styrene polymerization using Hitenol as an anionic polymerizable surfactant. However, we were not only oriented on its surface activity but also on its copolymerizability and possible impacts on the resulting latex characteristics. This was accomplished by preparing a series of emulsion polymers (samples 7-10) prepared with different concentrations of Hitenol BC20, while keeping constant volume fraction ( @o ) of styrene and constant concentration of the initiator (KPS), table 2 illustrates the recipes of samples 7-10. Fig. 9 shows the appearance of emulsified monomer that creamed in all cases shortly after stopping the stirring (Top layer) while a denser cloudy water layer remained at the bottom of the vessels. Table 2. Recipes of samples 7-10

Sample No./composition

7

8

9

10

@o , monomer Volume of oil, ml Volume of water, ml Hitenol (wt. %) based on water

0.3 3 7 2.57

0.3 3 7 3.85

0.3 3 7 5.1

0.3 3 7 6.29

Hitenol (mM) based on water

20

30

40

50

KPS (mM) based on water KPS (wt. %)

10 0.27

10 0.27

10 0.27

10 0.27

Figure 11. Optical images of samples 7-10 (x 40).

We noticed that the stability of the resulting emulsion after polymerization improved remarkably with increasing the concentration of the stabilizing Hitenol as a polymerizable surfactant which translates into much more emulsion particles with smaller size thus turbidity went down. This result comply with zeta potential measurements which reflects the increase in the surface charge of the polymer particles prepared with up to 40 mM of Hitenol, beyond this concentration (50 mM) the surface charge started to decrease which may be an indication to a shorter shelf-life of this emulsion with respect to the sample prepared with 40 mM of Hitenol, another possible explanation is that dense copolymerization of Hitenol layers on each particle may act to link particles together rather than to isolate them. The sensitivity of the prepared polymer particles against coagulation was estimated in the same way by addition of various concentrations of NaCl as displayed in Fig. 12 where related turbidity values are recorded.

Figure 9. O/w emulsions of samples 7-10 before polymerization.

We noticed that Hitenol concentration has a significant impact on the conductivity of the resulting mixture before polymerization which gives rise that the water is the continuous phase of this mixture. This is consistent with increasing the negative charges of the adsorbed Hitenol molecules onto the emulsion drops 348

Amro K.F. Dyaba,c*, Hisham A. Essawyb, Ahmed I. A. Abd El-Mageed a, Fouad Tahaa that proved the effectiveness of solid emulsifying nanoparticles in improving the coating properties on glass substrates [7].

Figure 12. Critical coagulation concentration plot for samples 7-10 after addition of NaCl as an electrolyte

It turns out from Fig. 12 that at higher values of Hitenol, the emulsions showed a higher resistance against coagulation, this behavior decreases steadily at lower concentrations of Hitenol indicative of the smaller polymer sizes formed at higher Hitenol amounts. For a given concentration of Hitenol, more addition of NaCl (> 0.1 M) leads to a significant drop in stability (higher turbidity) while at higher Hitenol concentration (50 mM), NaCl has negligible influence on stability up to 1M NaCl. This can be further confirmed from the measurements of the particle size distribution for the obtained samples as shown in Fig. 13 where the average particle diameters for samples 7, 8 and 10 were 209, 182 and 66 nm, respectively which reflects the effectiveness of Hitenol as a stabilizer for the resulting emulsions.

Figure 14. Adhesion PS latex particles prepared using normal surfactants on glass surface.

Emulsion polymerization of styrene can be carried out using either SDS or Hitenol as conventional surfactants using potassium persulphate as an initiator. Both systems behaved similarly in terms of Polymer particle size, polydispersity while emulsion system based on Hitenol exhibited better stability which may indicate that the special nature of Hitenol, that has a polymerizable unit in addition to its main function as surfactant, can favor the stability. Films of the prepared emulsions give comparably unsatisfactorily adhesion properties on glass surfaces compared to emulsions fabricated with solid particles as surfactants up to a critical limit. References [1] M.A. Semsarzadeh and M.A. Aravand, Iranian Polym.J, 16(10) (2007) 691-697. [2] M.S. El-Aasser, Z. Lai, E.D. Sudol and V.L. Dimonie, J. Appl. Polym. Sci. 109 (2008) 2275-2282. [3] B.P. Binks, J. Dong and N. Rebolj, PCCP Phys. Chem. Chem. Phys., 1 (1999) 2335-2344. [4] C. Qian and D. J. McClements, Food Hydrocolloids, 25(5) (2011) 1000-1008. [5] E. Aramendia, J. Mallegol, C. Jeynes, M.J. Barandiaran, J.L. Keddie and J.M. Asua, Langmuir, 19 (2003) 3212-3221. [6] S. Lam, A.C. Hellgren, M. Sjoberg, K. Holmberg, H.A.S. Schoonbrood, M.J. Unzue, J.M. Asua, K. Tauer, D.C. Sherrington and A. Montoya-Goni, J. Appl. Polym. Sci. 66 (1997) 187-198. [7] A.K.F. Dyab, H.A. Al-Lohedan, H. Essawy, A.I.A. Abd El-Mageed and F. Taha, J. Saudi. Chem. Soc. (In Press).

Figure 13. Average diameter of polymer particles as a function of Hitenol concentration.

An important note that may be clearly drawn from this series, as the concentration of Hitenol increased, the polymerization time is decreased so the latex particles formed faster. This is in agreement with previous results obtained by El-Aasser et al [2].

Conclusion

Adhesion of the prepared conventional emulsion polymers to surfaces compared to Pickering emulsions.

In order to test the adhesion liability of the emulsion latex based on Hitenol as compared to latex prepared using the conventional surfactant, SDS, we applied them to a flat glass surfaces where it was found that the adhesion of the polystyrene (PS) latex fabricated using SDS was nearly poor on the glass surface. However, the situation did not get better in case of using Hitenol (Fig. 14) on the contrary to our previous reports 349


Influence des post-traitements sur la résistance à l’usure d’un dépôt à base du nickel élaboré par projection thermique M.A. Bradai1, A. Sadeddine1, Y. Mouadji2, A. Benabbas3 1.

2.

3.

Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés (LTMGP). Faculté de Technologie, Route de Targua Ouzemour. Université de Béjaïa, 06000 Béjaïa, Algérie. Laboratoire de Mécanique. Faculté des Sciences de l’Ingénieur. Campus Chaabet Eserfa. Université de Constantine. Algérie Laboratoire d’interaction matériaux et environnement. Université de Jijel (18000) Algérie

RESUME La technique de rechargement par projection thermique offre l’opportunité de réaliser, sur des pièces mécaniques, des revêtements métalliques diversifiés. Ces revêtements ont pour but de protéger le substrat contre l’usure, la corrosion, la fatigue…etc. Pour améliorer les caractéristiques du revêtement, des post-traitements sont préconisés en vue d’homogénéiser ce dernier et permettre d’obtenir de meilleures propriétés mécaniques. Dans ce travail, les dépôts métalliques réalisés sont des alliages à base nickel déposés sous forme de poudres par la technique de projection thermique sur un substrat en acier faiblement allié de nuance 35CrMo4. Ces dépôts ont subi des post-traitements à différentes températures 350°C, 550°C et 750°C avec un temps de maintien d’une heure et un refroidissement à l’air. Les microstructures et l’identification des phases de la poudre et des dépôts non traités et post-traités à différentes températures sont obtenues en utilisant le microscope électronique à balayage (MEB), la microanalyse aux rayons X (EDAX) et la diffraction X. Des mesures de micro duretés, sous une charge de 200g, ont été également réalisées sur la surface des revêtements. Les essais d’usure ont été réalisés à sec dans une configuration pion stationnaire-cylindre rotatif à différentes charges (5, 10, 15, 20, 30 et 40N) avec deux vitesses de glissement de 0,5 m/s et 1m/s en fonction du temps. Les observations microstructurales ont montré que les dépôts traités à 550°C présentent une morphologie lamellaire homogène, plus dense et plus compacte que celles des dépôts non traités et traités à 350°C. Par contre, le traitement à 750°C a provoqué un délaminage au niveau de l’interface substrat/dépôt. Les résultats d’usure ont révélé que les post-traitements à 350°C et 550°C améliorent la tenue à l’usure comparativement aux dépôts non traités alors que le post-traitement à 750°C, l’usure augmente d’une manière significative.

Mots-clé: Projection thermique, dépôts, post-traitements, microstructure, usure une meilleure compréhension des phénomènes intervenant au cours du dépôt, de façon à améliorer la qualité et la fiabilité des couches projetés [10-13]. La qualité fondamentale d’une surface fonctionnelle repose sur une meilleure tenue à l’usure. La diversité des revêtements utilisés pour les pièces usées continue de faire l’objet d’une recherche intense sur leur caractérisation tribologique [14-17]. L’objectif de ce travail est de réaliser des dépôts métalliques à base Ni déposés, sous forme de poudres, en utilisant le procédé de projection à flamme. Dans un premier temps, on présentera la caractérisation microstructurale et structurale de la poudre projetée ainsi que les dépôts post-traités à différentes températures en utilisant le microscope électronique à balayage (MEB) ainsi que la microanalyse (EDAX). Ensuite, on évaluera la tenue à l’usure en termes de perte de masse relative des dépôts réalisés en fonction de différentes charges appliquées.

I. Introduction Les structures en service sont soumises à différents types d’endommagement qui dépendent des conditions de fonctionnement de ces dernières : chargement, environnement, température…etc. Parmi les types d’endommagements qui sont opérants dans les structures industrielles, on peut citer la corrosion, la fatigue, le fluage et l’usure. Depuis plusieurs dizaines d’années, les concepteurs et les utilisateurs sont de plus en plus préoccupés par la durabilité des pièces, de telle sorte qu'aux exigences correspondant aux fonctions de base et à rénovation des pièces mécaniques usées est maintenant plus que primordiale sur le plan économique, pour cela, la technique de la projection thermique est le procédé le plus indiqué qui offre la possibilité de réaliser des dépôts métalliques très variés [1-5]. Afin d’améliorer les caractéristiques des dépôts et leur applicabilité dans les conditions extrêmes, les dépôts à base de Ni [6-9] de propriétés spécifiques ont été développés. Cependant, les résultats ne sont pas encore tout à fait satisfaisants et l’élargissement des applications demande

II. Les procédures expérimentales II.1. La poudre projetée

La poudre utilisée est un alliage, à base du Nickel, de granulométrie comprise entre – 105 et + 44 µm. Cette 350

M.A. Bradai, A. Sadeddine, Y. Mouadji, A. Benabbas poudre a été obtenue par fusion et broyage, ce qui lui confère une morphologie anguleuse observée au microscope électronique a balayage (cf. Fig.1). La composition chimique de la poudre a été déterminée par EDAX et représentée dans le tableau 1.

II.3. Méthodes de caractérisation des dépôts II.3.1 Meb-Edax Les observations fines des différentes phases et leurs analyses chimiques ont été réalisées au moyen du microscope électronique à balayage (MEB) PHILIPS de type FEI Quanta 200 de l’Université de Bjaia. Il est couplé à un microanalyseur à dispersion d'énergie Edax).

TABLEAU 1 COMPOSITION CHIMIQUE DE LA POUDRE EN ALLIAGE NICKEL OBTENUE PAR EDAX Eléments

Al

Mo

Cr

Fe

Ni

% massique

10.55

5.45

9.06

7.61

Bal

II.3.2. Diffraction X La caractérisation structurale, pour identifier la structure cristalline des phases présentes dans les différents revêtements élaborés, a été réalisée par diffraction des rayons X en utilisant le diffractomètre type D8 Advance de Bruckers AXS de l’Université de Jijel.

II.3.3 Microduretés Les mesures de micro dureté sont faites sur des surfaces polies avec un pénétrateur Vickers en appliquant une charge de 200g pendant 10 secondes et les valeurs de micoduretés obtenues résultent de la moyenne de 10 empreintes. L’appareillage utilisé est un microduromètre Zwick ZHV10 qui est équipé d’une caméra CCD. Cet appareil nous permet aussi d’observer la microstructure et l’empreinte laissée par le pénétrateur lors d’un essai de micro-dureté.

Fig.1. Micrographie au MEB de la poudre à base du Nickel

II.2. Le procédé et les paramètres de projection. Le substrat utilisé est un acier faiblement allié de construction mécanique de nuance 35CrMo4. Les dépôts métalliques ont été réalisés au moyen d’un pistolet à flamme-poudre oxy-gaz type « CastoDyn DS8000 » (Fig.2). Pour le dépôt de la poudre en alliage Ni, la flamme utilisée est une flamme oxyacétylénique (l’acétylène utilisé sous une pression de 0,7 bar étant le combustible et l’oxygène utilisé sous une pression de 4 bars est le gaz comburant). La pression de projection du métal fondu est de 4 bars. Les paramètres de projection habituels utilisés par l’entreprise sont comme suit (distance de projection : 150mm et l’angle de tir : 90°. La réalisation des dépôts métalliques est précédée d’un dégraissage et grenaillage selon les normes usuelles [18].

II.3.4. Les tests d’usure Les essais d’usure sont effectués dans une configuration type pion stationnaire-disque rotatif (Fig. 3). Le pion présente une tête de diamètre 10mm avec un axe de longueur 20mm et de diamètre 6mm pour les besoins de sa fixation sur la tige articulée du dispositif d’essai d’usure. L’ensemble est monté sur un tour. Les revêtements ont été déposé sur la surface de la tête du pion et polis aux papiers abrasifs jusqu’à la granulométrie la plus fine (2000) pour être dans les mêmes conditions d’une pièce rénovée qui subit systématiquement une rectification. Le disque rotatif utilisé, est un acier martensitique de nuance Z200Cr13 ayant une dureté de 63 HRC à 65 HRC. Les essais d’usure ont été réalisés à sec avec différentes charges (5, 10, 15, 20, 30 et 40N) et deux vitesses de glissement (0,5m/s) et (1m/s) pendant une heure. La perte de masse pour chaque essai est mesurée à l’aide d’une balance analytique de précision 0,1mg.

Fig.2. Pistolet utilisé type castodyn DS8000

351

M.A. Bradai, A. Sadeddine, Y. Mouadji, A. Benabbas

Dépôt traité à 550°C

Oxydes

Substrat Fig.3. Dispositif d’usure utilisé

III. Résultats et discussions

Fig.5.Microstructure obtenue au MEB du dépôt traité à 550°C (T 550°C).

III.1.Microstructures des dépôts élaborés L'observation au MEB de la section longitudinale polie des différents dépôts non traitée et traités à 350°C, 550°C et 750°C, issus de la poudre d’alliage NiCr-Al-Fe-Mo, est représentée par les Figs 3,4, 5 et 6.

Dépôt traité à 550°C

Délaminage

Dépôt sans traitement Substrat

Fig.6.Microstructure obtenue au MEB du dépôt traité à 750°C (T 750°C).

A travers les micrographies obtenues au M.E.B des dépôts non traités et traités à différents post-traitements, on remarque que la microstructure du dépôt sans traitement présente plus de porosités que les microstructures des dépôts post-traités à 350°C, 550°C et 750°C (Fig. 3). Celles-ci trouvent leur origine probablement dans le piégeage de l’air entre les différentes couches déposées. Dans le cas de notre dépôt qui est issu de la poudre en alliage à base de Ni, la présence d’oxygène dans le dépôt provient de différentes sources : lors de leur séjour dans le jet, les particules métalliques sont sujettes à l’oxydation due au pompage de l’air par ce dernier, et les oxydes formés se trouvent naturellement dans le dépôt. En revanche, les différents post-traitements effectués ont réduit les porosités en rendant les dépôts plus homogènes et plus denses par le phénomène de colmatage (cf. Figs 4, 5 et 6). Le dépôt traité à 550°C possède des lamelles plus étendues et plus serrées ce qui lui donne une microstructure plus dense et plus compacte par rapport aux autres dépôts. Cette morphologie met également en évidence la présence des nodules de couleur blanche, représentatifs des oxydes. La composition chimique de ces oxydes déterminée par la microanalyse EDAX correspond à l’alumine Al2O3 (Fig.7). Cette alumine est présente en

Substrat

Fig.3. Microstructure obtenue au M.E.B du dépôt non traité (ST).

Dépôt traité à 350°C Oxyde

Fig.4. Microstructure obtenue au M.E.B du dépôt traité à 350°C (T 350°C).

352

M.A. Bradai, A. Sadeddine, Y. Mouadji, A. Benabbas grande proportion dans les dépôts traités à 550°C que ceux non traités et traités à 350°C et 750°C. En ce qui concerne le dépôt traité à 750°C, on note le phénomène de délaminage au niveau de l’interface substat/dépôt. Typiquement, on constate l'apparition de défauts de cohésion inter-lamelle et inter-passe, des variations de composition chimique et des différences entre les coefficients de dilatation thermique engendrant ainsi la fragilité du dépôt.

Les essais de microduretés Vickers, sous une charge de 200g, ont été effectués sut les surfaces polies des dépôts projetés par le procédé à flamme puis traités à différents post-traitements. Les microduretés élevées sont obtenues pour le dépôt traité à 550°C (354 HV0.2 contre 231 HV0.2 pour le dépôt non traité, 260 HV0.2 pour le dépôt traité à 350°C et 223 HV0.2 pour le dépôt traité à 750°C. III.1.Perte de masses relatives des dépôts élaborés

Eléménts O Al

Les figures 9 et 10 rassemblent les résultats de la tenue à l’usure exprimée en termes de perte de masse relative en fonction du temps pour les dépôts non traités et posttraités à différentes températures 350°C, 550°C et 750°C à différentes charges (5, 10, 15, 20, 30 et 40N) avec deux vitesses de glissement de 0,5 m/s et 1m/s.

Atomes(%) 56.91 43.09

Fig.7. Spectre EDAX de l’oxyde correspondant à l’alumine.

III.2. La diffraction X L'analyse DRX a révélé que, dans le revêtement issu de la poudre d’alliage Ni-Cr-Al-Fe-Mo, la phase ordonnée Ni3Al présente dans cette poudre a disparu et la phase de la solution solide (Fe, Cr) de structure cubique centrée (CC) est encore présente (Fig.8a et b).

Fig.9.Perte de masse des dépôts à différents post-traitements pour la vitesse de 0.5 m/s.

Fig.10.Perte de masse des dépôts à différents post-traitements pour la vitesse de 1 m/s.

D’après la figure 9 illustrant la perte de masse des dépôts à différents post-traitements pour la vitesse de 0.5 m/s, on constate que les dépôts post-traités à 550°C pendant une heure résistent mieux à l’usure que ceux non traités et traités à 350°C et 750°C. En plus, les dépôts traités à 750°C présentent une faible résistance à l’usure comparativement à ceux sans post-traitement. De ce constat, on peut conclure que le post-traitement le plus adéquat est celui réalisé à 550°C, ceci est dû probablement à l’apparition de nouvelles phases après projection qui améliorent ainsi la tenue à l’usure tels que la solution solide (Fe,Cr) et les oxydes d’aluminium Al2O3 qui jouent le rôle d’un lubrifiant. Le dépôt présente aussi une microstructure compacte formée de

Fig.8. Spectre de diffraction X a) poudre d’alliage Ni-Cr-Al-Fe-Mo, b) dépôt après projection.

353

M.A. Bradai, A. Sadeddine, Y. Mouadji, A. Benabbas lamelles plus serrées et plus denses. Ajoutant à cela, une microdureté élevée qui est d’environ 350HV0.2. Pour la vitesse de glissement de 1m/s (Fig.10), on remarque que la perte de masse la plus faible est enregistré pour le dépôt traité à 550°C. Ce constat vient confirmer les résultats obtenus pour la vitesse de glissement de 0.5 m/s. Par la suite, nous avons évalué la variation de la température en fonction de la charge des dépôts à différents post-traitements pendant les essais d’usure pour la vitesse de glissement de 0.5 m/s (Fig 11)

L’évaluation de la perte de masse en fonction de la charge des différents dépôts réalisés sans traitement et avec traitement a montré que le post-traitement le plus adéquat est celui réalisé à 550°C par contre à 750°C, le traitement a provoqué une augmentation de l’usure L’augmentation de la vitesse de glissement a engendré une usure importante pour tous les dépôts élaborés.

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Fig.11.Variation de la température en fonction de la charge des dépôts post-traités

D’après cette figure, on remarque que la température prise à chaque fin d’essai augmente avec l’augmentation de la charge pour tous les dépôts élaborés. Cette élévation de température est due à l’augmentation de l’effort tangentiel et l’effort normal au niveau de la surface de contact sous l’effet de la charge appliquée.

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VI. Conclusions A travers ce travail, il ressort que la technique de projection thermique est actuellement une pratique très répandue dans le domaine de l’industrie. Elle a un intérêt particulier dans la rénovation et la récupération des pièces mécaniques usées. Ce travail avait pour objectif de mettre en évidence l’influence des post-traitements et la vitesse de glissement sur la résistance à l’usure des différents dépôts élaborés. Les observations microstructurales et structurales ont montré que les dépôts issus de la poudre en alliage Ni traités à 550°C possèdent une morphologie lamellaire homogène, plus dense et plus compacte que celle des autres dépôts. Par contre, celui réalisé à 750°C a provoqué un délaminage au niveau de l’interface substrat/dépôt. L'analyse DRX a révélé que, dans le revêtement issu de la poudre d’alliage Ni-Cr-Al-Fe-Mo, la phase ordonnée Ni3Al présente dans cette poudre a disparu et la phase de la solution solide (Fe, Cr) de structure cubique centrée (CC) est encore présente. Les mesures de microduretés effectuées sous une charge de 200g ont révélé que le dépôt traité à 550°C présente des valeurs les plus élevées.

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355


Étude du comportement des mortiers fibrés soumis aux attaques bactériennes et sulfatique O. Fedaoui-Akmoussi1, R. Jauberthie2, S. Kaci1, O. Haddad1 1. 2.

Laboratoire de génie civil Université Mouloud Mammeri de Tizi-Ouzou Algérie. Laboratoire GCGM : matériaux, INSA de Rennes France.

RESUME L’hydrogène sulfuré (H2S) dégagé dans les réseaux d’assainissement, peut provoquer de différentes altérations qui peuvent causer des dégradations partielles où la ruine des ouvrages de l’assainissement. L’impact de ces dégradations est très néfaste pour l’homme côté hygiène, santé et économie. Afin de mieux comprendre ces phénomènes, nous avons penché notre étude sur la durabilité des mortiers fibrés. Nous avons réalisé trois essais, les essais de résistances mécaniques, le test à la phénolphtaléine et l’étude microstructurale (MEB). Les compositions ont été fabriquées avec des rapports eau sur ciment (0,5; 0,65; 0,8), un dosage en fibres métalliques de 0,5 % et un dosage de 10 % (de la masse de ciment) pour la fumée de silice. Après une année de conservation dans l’environnement agressif (égouts), nous avons caractérisé les performances de durabilité des mortiers étudiés. Une observation au microscope électronique à balayage a été réalisé sur les échantillons de rapport (E/C = 0,8) afin de mieux visualiser les différentes modifications de la microstructure de la matrice. L’observation au MEB montre qu’il y’a une altération de la surface externe des échantillons par les phénomènes biochimiques qui sont provoqués par une attaque bactérienne et une attaque sulfatique.

Keywords: Microstructure, MEB, égouts, mortiers, fibres métalliques, fumée de silice. Après une année de conservation, dans cet environnement, les caractéristiques mécaniques des échantillons ont été déterminées par la flexion 3 points sur des éprouvettes 4×4×16 cm3, et par la compression sur des cubes de 4×4×4 cm3 des mortiers normalisés avec et sans ajout de fumée de silice (MN et MFs) et de mortiers renforcés de fibres métalliques (MNfm et MFsfm). Les caractéristiques de durabilité ont été déterminées par les mesures de l’épaisseur du béton à pH réduit en utilisant comme indicateur la phénolphtaléine, et par des observations au microscope électronique à balayage afin d’expliquer les différentes modifications microstructurales de la matrice cimentaire.

I. Introduction Ces dernières années on a constaté beaucoup de dégradation dans les réseaux d’assainissement [1-2]. Ceci peut avoir un impact néfaste pour l’homme concernant l’hygiène, la santé, et l’économie. Refaire un réseau d’assainissement s’avère très coûteux, d’où l’orientation des solutions vers la réparation. Les eaux circulant dans les réseaux d’assainissement sont généralement riches en sulfates. En absence d’oxygène ou lorsque l’écoulement est lent, les bactéries sulfato-réductrices, présentes dans l’eau réduisent les sulfates en hydrogène sulfuré (H2S) qui se dégage dans l’atmosphère de la canalisation lorsque les turbulences apparaissent [3-4]. Cet hydrogène sulfuré est susceptible de s’oxyder en acide sulfurique H2SO4 provoquant la dégradation du béton par une attaque acide qui conduit à la dissolution des constituants de la pâte de ciment et à une réaction sulfatique qui conduit à la formation d’ettringite expansive [5-7].

II. Expérimentation Les caractéristiques des matériaux utilisés sont données dans [8]. Nous avons utilisé: - Un ciment Portland CEM I 52.5 de l’usine Saint Pierre Lacour (France). - Un sable siliceux normalisé, sa granulométrie est comprise entre 0.08 et 2 mm. - La fumée de silice de couleur grise.

Ces réactions n’ont lieu que dans les parties émergées de l’ouvrage. Elles sont plus fortes dans les environnements peu ventilés. Elles progressent de la face exposée au milieu agressif au cœur du béton. Dans ce document nous avons présenté les résultats de notre étude sur l’apport des fibres métalliques et de la fumée de silice sur la durabilité des mortiers dans l’environnement égouts.

- Les fibres métalliques droites de longueur 25 mm et de diamètre 0.25 mm. Le taux de pourcentage en fibres utilisés est de 0.5 % du volume total du mortier. II.1. Préparation des échantillons et essais Pour cette étude, nous avons confectionné quatre séries de mortiers, deux séries sans ajout de fumée de 356

O. Fedaoui-Akmoussi, R. Jauberthie, S. Kaci, O. Haddad silice (MN: mortier normal et MNfm: mortier normal avec fibres métalliques) et les deux autres avec ajout de fumée de silice (MFs: mortier avec fumée de silice et MFsfm: mortier avec fumée de silice et fibres métalliques). De plus chaque série a été étudié pour trois valeurs de E/C (0,5 ; 0,65 ; 0,8). Après le gâchage, les moules d’éprouvettes (4×4×16 cm3) ont été remplis de mortier et conservées dans une salle à 20 °C et 95 % d’Humidité Relative (HR) pendant 24 heures. Une fois démoulées, les éprouvettes sont conservées dans la même salle pendant sept jours. Ensuite, les éprouvettes ont été placées dans une salle à 20°C et 50 % HR jusqu’à 28 jours d’âge. Après cette cure, et afin de caractériser les performances mécaniques et de durabilité dans l’environnement égouts, une série d’éprouvettes a été immergée dans le flux d’un regard d’assainissement de la ville de Rennes. A 365 jours d’âge, des essais de compression et de flexion 3 points ont été effectués. De plus, nous avons mesuré l’épaisseur du béton à pH réduit après pulvérisation d’une solution de phénolphtaléine qui révèle l’interface entre la zone saine et la zone dépassivée. Et enfin des observations au microscope électronique à balayage ont été faites sur les échantillons de rapport (E/C = 0,8) afin de visualiser les différentes formations.

Contrainte de rupture en flexion (MPa)

E/C = 0,5

6 4

2

MFs

MNfm

MFsfm

Fig. 2. Contrainte de rupture en flexion dans l’environnement égouts (MPa)

III.2. Test à la phénolphtaléine L’épaisseur à pH réduit a été déterminée par le test à la phénolphtaléine (indicateur coloré). La pulvérisation de cet indicateur, virant au rose vif lorsque le pH est supérieur à 9, permet de mettre en évidence le front carbonatation du béton. Cinq mesures ont été prises sur chaque face de l’éprouvette en évitant les lectures aux coins, ce qui nous permet de représenter la moyenne de 20 lectures. Les résultats sont présentés dans les figures 3 et 4. E/C = 0,5

E/C = 0,65

E/C = 0,8

Epaisseur à pH réduit (mm)

2,5

Par ces essais, nous avons calculé la contrainte à la rupture en compression et en flexion pour les différentes valeurs du rapport E/C. Les figures 1 et 2 montrent les résultats obtenus sur les mortiers conservés dans l’environnement égouts. Contrainte de rupture en compression (MPa)

8

MN

III.1. Caractéristiques mécaniques

E/C = 0,65

E/C = 0,8

0

III. Résultats et interprétations

E/C = 0,5

E/C = 0,65

10

2 1,5

1 0,5 0 MN

MFs

MNfm

MFsfm

Fig. 3. Épaisseurs à pH réduit dans l’environnement égouts

E/C = 0,8

100 80 60 40 20 0 MN

MFs

MNfm

MFsfm

Fig. 1. Contrainte de rupture en compression dans l’environnement égouts (MPa)

Fig. 4. Variation du pH détecté par pulvérisation de phénolphtaléine E/C = 0,8

357

O. Fedaoui-Akmoussi, R. Jauberthie, S. Kaci, O. Haddad On remarque que l’épaisseur à pH réduit varie en fonction du rapport E/C. Plus l’échantillon est poreux, plus il y’a pénétration d’agents agressifs ce qui engendre la diminution du pH par carbonatation ou par attaque sulfatique. Les mortiers à base de fumée de silice présentent une épaisseur à pH réduit assez importante. Ce qui explique que la substitution d’une partie du liant par de la fumée de silice n’a pas favorisé la formation des C-S-H par effet pouzzolanique.

La figure 5 présente l’aspect des différentes formations microstructurale de la matrice. Sur la photo (a) on voit les dépôts de matière organique autour d’un pore. La photo (b) illustre les traces de bactéries en forme de chapelet. L’aspect des C-S-H dégradé est représenté sur la photo (c). Tout au long d’une fissure on voit la formation de gypse donné par la photo (d).

IV. Conclusions

III.3. Observation au MEB

Pour toutes les séries étudiées, on remarque que l’augmentation du rapport E/C conduit à une diminution des caractéristiques mécaniques et de durabilité des mortiers étudiés. La résistance à la compression des mortiers est sensiblement du même ordre. Alors qu’en flexion, la résistance diminue pour les mortiers avec fibres (MNfm et MFsfm) ceci est du à la corrosion des fibres et à une modification de la surface du mortier, observation confirmée par le MEB. Les profondeurs de la modification du pH est assez importante, ceci n’est pas du à la carbonatation, vu que l’environnement des regards d’assainissement est un environnement fermé et très humide. Donc il est probable que cette modification est due aux effets biochimiques qui sont responsables de ces altérations à la surface externe du mortier. Les observations au MEB ont révélé une phase de faible épaisseur dégradée de la matrice.

Les observations faites au microscope électronique à balayage (MEB) sont présentées sur la figure 5 et 6, elles concernent seulement les mortiers MFsfm de rapport E/C = 0,8 et cela dans le but de mieux analyser les différentes modifications de la microstructure.

Références [1]

[2]

[3]

[4] [5] [6] [7] [8]

Fig. 5. Observation au MEB de la matrice a- Dépôts de matière organique b- Les traces de bactéries en chapelet c- aspect des C-S-H dégradés d- formation de gypse

358

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Elaboration et caractérisation de nanoparticules de sulfure de zinc dispersées dans la silice. B. Belache1, Y. Khelfaoui2 1. 2.

Laboratoire de Génie de l’Environnement, Université Abderrahmane Mira de Béjaia, Algérie. Laboratoire de Technologie des Matériaux et Génie des Procédés, Université Abderrahmane Mira de Béjaia, Algérie.

RESUME Nous avons synthétisé des nanoparticules de sulfure de zinc (ZnS) in situ dans une matrice de silice par un procédé qui combine la technique sol-gel et le traitement thermique. La matrice de silice a été obtenue par hydrolyse et condensation du tétraéthoxysilane (TEOS) en milieu acide. Les nanoparticules de ZnS sont formées lors du traitement thermique par un mécanisme incluant une diffusion des atomes de zinc et de soufre dans la matrice, une réaction chimique et un phénomène de cristallisation. La structure, les groupes chimiques présents et la composition du matériau sont respectivement étudiés par diffraction des rayons X (DRX), par spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) et par microanalyse dispersive en énergie (EDS). La DRX révèle une structure cubique de type sphalérite (zinc blende) et une taille moyenne des nanoparticules de l’ordre de 5.1 nm. L’analyse EDS donne un rapport molaire Zn/S égal à 1.33.

Mots-clés: ZnS, nanoparticules, silice, sol-gel, traitement thermique.

I. Introduction

II. Détails Expérimentaux II.1.Préparation

Les nanoparticules semi-conductrices ont suscité un grand intérêt de la communauté scientifique durant les deux dernières décennies. Elles peuvent être préparées sous forme de films, de colloïdes ou de poudres par diverses techniques [1-8]. Ces nanoparticules présentent de nouvelles propriétés optiques et électroniques dépendantes de leurs tailles. Ceci ouvre la voie à des applications technologiques dans différents domaines. Parmi les semi-conducteurs candidats, le sulfure de zinc (ZnS) présente un intérêt particulier dû à sa large bande interdite. Les nano-cristaux de semi-conducteurs dispersés dans une matrice d’oxyde (silice, zircone) préparé par la technique sol-gel méritent une attention particulière pour leurs potentialités en termes d’applications [9-11]. Le cas de la silice s’est avéré intéressant en raison de ses propriétés mécaniques, sa transparence et sa stabilité chimique. De plus, elle permet une passivation des nanoparticules dispersées.

Les produits chimiques reçus n’ont pas subit Si(OC2H5)4 et l’acide chlorhydrique HCl 2M ont été respectivement fournis par Merck et Riedel-de Haën. Les autres sont de Biochem Pharma. De l’eau bidistillée a été utilisée. Le TEOS est d’abord dissous dans l’éthanol absolu. Après 20 minutes d’agitation, de l’eau bi-distillée est ajoutée goutte à goutte pour l’hydrolyse. La solution formée est maintenue sous agitation pendant 4 heures à une température de 40 °C. Ensuite, une deuxième solution contenant les précurseurs de Zn et S a été préparée en dissolvant sous agitation de la thio-urée (NH2CSNH2) et du nitrate de zinc hexa-hydraté (Zn(NO3)2.6H2O) dans l’eau et le méthanol. Le rapport molaire Zn/S est de 0.5. Des quantités appropriées des deux solutions ont été mélangées sous forte agitation pour obtenir un sol final dans les rapports molaires Zn : TEOS : eau : alcool égaux à 0.2 :1 :6 :10. Le pH de la solution est ajusté à une valeur proche de 2 par addition de l’acide chlorhydrique. Un autre sol de référence de même composition mais sans les précurseurs de Zn et S a été préparé pour des besoins de comparaison. Les deux sols ont été gardés dans des tubes fermés à température ambiante jusqu’à la gélification. Les gels sont solidifiés puis transformés en poudres blanches. Après le traitement thermique d’une heure à 300 °C dans un four tubulaire sous atmosphère d’air, la poudre de silice est restée blanche tandis que celle contenant les précurseurs de Zn et S est devenue de couleur jaunemarron clair. La rampe de chauffage et de refroidissement est de 5 °C / minute.

Dans le présent travail, la technique sol-gel combinée au traitement thermique est utilisée pour disperser des nanoparticules de ZnS dans une matrice de silice partiellement densifiée. Le milieu acide permet d’obtenir ZnS par réaction en phase solide et d’éviter la formation de l’oxyde de zinc (ZnO) lors du traitement thermique. Cette méthode simple a un bon rendement de synthèse avec les solvants habituels (éthanol et méthanol). La quantité de composés organiques introduits dans la matrice est négligeable [10].

359

B. Belache, Y. Khelfaoui d’eau liées par liaison hydrogène (H-O-H…H) et aux vibrations SiO-H stretching des silanols liés aux molécules d’eau par liaison H (SiO-H….H2O) [14]. Les vibrations Si-O stretching (dans le plan) des groupes silanols Si-OH apparaissent à 950 cm-1 [13]. La bande d’absorption à 1642 cm-1 est la signature des vibrations de déformation des molécules d’eau adsorbées à la surface des grains [13]. Cette adsorption est due à la nature hydrophile du matériau. Les bandes à 799 cm-1 et 1079 cm-1 sont attribuées respectivement aux vibrations Si-O-Si stretching symétriques et antisymétriques [14]. On retrouve aussi une faible bande à 567 cm-1 due aux vibrations Si-O stretching des défauts du réseau de SiO2 [13]. Il s’agit principalement de lacunes d’atomes d’oxygène dans la silice. La figure 2 (b) montre en plus de (a) trois signatures de vibrations supplémentaires. Le pic à 614 cm-1 est caractéristique de ZnS [12]. La bande d’intensité moyenne à 2103 cm-1 correspond aux vibrations Si-H stretching. On remarque aussi une bande faible autour de 1402 cm-1. Elle peut être attribuée soit aux vibrations C=S de la thio-urée soit aux vibrations CHx de déformation.

II.2.Caractérisation Les spectres de diffraction de rayons X (DRX) ont été obtenus à l’aide d’un diffractomètre de type Panalytical X’Pert Pro (40kV, 30 mA) avec la radiation Kα du cuivre (λ=0.1542 nm) dans l’intervalle 2ϴ allant de 20° à 80°. Un spectromètre infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) de type Shimadzu IRAffinity-1 a été utilisé pour l’enregistrement des spectres infrarouges dans le domaine 400 – 4000 cm-1. Les poudres sont introduites dans des pastilles pressées de KBr sec et bien broyé à raison de 2% en masse. La morphologie et la microanalyse dispersive en énergie (EDS) ont été réalisées en utilisant un microscope électronique à balayage (MEB) Quanta 200 équipé d’un dispositif de microanalyse de type Edax. L’analyse quantitative en composition atomique est estimée à l’aide du logiciel sans standards de l’appareil.

III. Résultats et discussion III.1.Diffraction des rayons X

Transmittance (arbitrary units)

Les spectres de diffraction des poudres dans l’intervalle 2ϴ de 20° à 80° sont représentés sur la figure 1. On remarque la structure amorphe de la silice par la présence d’un pic large entre 25° et 30°. La figure 1 (b) révèle l’existence de trois pics caractéristiques de la structure sphalérite de ZnS [4]. Ils correspondent aux réflexions (111), (220) et (311). Ces pics sont élargis par la petite taille des particules de ZnS présentes dans la matrice de silice [9]. Ce qui montre que ces particules ont des tailles nanométriques. La taille moyenne D des nanoparticules est estimée à l’aide de la formule de Scherrer [12] : D=0.94λ/βcosϴ où λ est la longueur d’onde des rayons X (0.1542nm), β est la largeur à mihauteur (FWHM) du pic et ϴ l’angle de Bragg. On trouve alors D = 5.1 nm.

(a)

(b)

0

500

Intensity (arbitrary units)

(b)

1500

2000

2500

3000

3500

4000

-1

Wavenumber (cm )

(220) (311)

(111)

1000

Fig. 2. Spectres FTIR : (a) silice (b) ZnS/silice.

III.3.Microscopie électronique et EDS L’examen des poudres au microscope électronique à balayage révèle des tailles de grains allant de 1 μm à 20 μm. La figure 3 montre l’image MEB d’un grain de 4 μm. Le spectre EDS de la poudre contenant ZnS est représenté sur la figure 4. On remarque la présence des éléments (Si, O, Zn, S) constituant la matrice de silice et les nanoparticules de ZnS. Il n’y a aucune présence significative de carbone et donc de composés organiques. Les rapports molaires donnés par l’analyse quantitative sans standards sont: Zn/S=1.33, Si/O=0.42, Si/Zn=5.89 et S/O=0.053. Dans la solution initiale de départ avec les précurseurs, Zn/S=0.5 et Si/Zn=5. Ceci montre une perte importante des atomes S sous forme d’oxydes lors du traitement thermique. Il reste aussi une

(a) 20

30

40

50

60

70

80

2 Theta (degrees)

Fig. 1. Spectres DRX des poudres : (a) silice (b) ZnS/silice.

III.2.Spectres FTIR La figure 2 présente les spectres FTIR des échantillons. La bande large centrée à environ 3455 cm-1 correspond aux vibrations O-H stretching des molécules 360

B. Belache, Y. Khelfaoui nanoparticules nécessite un traitement thermique qui permet également d’avoir une matrice de qualité acceptable sans composés organiques résiduels. Cependant, la perte d’atomes S révélée par microanalyse EDS conduit à un rapport molaire non stœchiométrique Zn / S = 1.33. Il est donc souhaitable d’étendre le présent travail à la synthèse de particules plus petites et de rapport stœchiométrique Zn / S proche de 1. Ceci peut se faire en envisageant différents traitements thermiques et en faisant varier les concentrations des précurseurs, du TEOS, des solvants et de l’eau dans la solution de départ. Un travail de recherche est initié dans ce sens.

petite fraction des atomes Zn qui n’a pas réagit pour former ZnS.

Références bibliographiques

Fig. 3. Image au MEB montrant un grain de 4 μm.

[1]

Si 20000

[2]

O

Counts

[3] 10000

[4] Zn S Zn

[5]

0 0

5

10

15

[6]

Energy (KeV)

Fig. 4. Spectre EDS de la poudre ZnS/silice. [7]

III.4.Mécanisme de formation des nanoparticules de ZnS La formation de ZnS est le résultat de soufrage du zinc par un ou plusieurs composés soufrés formés lors de la décomposition thermique de la thio-urée. Le traitement thermique provoque une diffusion de Zn et S dans la matrice ainsi qu’un phénomène de cristallisation [7]. A notre connaissance, le mécanisme de réaction chimique exacte n’est pas clairement identifié dans la littérature. L’oxydation et la combustion de la thio-urée libèrent des gaz dont les plus connus sont SO2 et SO3. Sous atmosphère d’azote, S. Wang et al. [15] ont identifié par FTIR trois espèces chimiques résultant de la décomposition thermique de la thio-urée entre 200 et 250 °C. Ces composés sont CS2, HNCS et NH3. Dans une étude par spectrométrie de masse couplée à une analyse thermogravimétrique, G. Ehrhart [10] a montré que la décomposition de la thio-urée dans la zircone libère de manière continue SO2 de 80 °C à 600 °C.

[8]

[9]

[10]

[11]

[12]

[13]

[14]

IV. Conclusions Nous avons introduit des nanoparticules de ZnS de taille moyenne égale à 5.1 nm dans une matrice de silice par un procédé sol-gel simple. L’obtention de ces 361

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Finite element analysis of a helicopter pressurized composite reserve fuel tank Mostefa Bourchak1* and Hassan Ali Aleisa1 1

Aeronautical Engineering Department, King Abdulaziz University, Jeddah, Saudi Arabia * Email: [email protected]

ABSTRACT▬Helicopters are known to suffer fuel starvation during sharp maneuvers due to the centripetal forces that may pull fuel away from the fuel lines. To overcome this problem a composite reserve ferry fuel tank is proposed. The tank is pressurized to allow the fuel flow based on pressure difference, instead of gravity. Carbon fiber reinforced composite material is chosen because of its high strength to weight ratio compared to other metals such as aluminum. The design of this tank is optimized using a commercial program (PROMAL) in terms of strength and ply angle taking into account the Maximum Strain failure criterion and a crash resistance factor of safety. The design was also based on filament winding manufacturing technique. Abaqus® finite element analysis program was used to verify the design in terms of stresses and strains which showed that the chosen ply angle, number of plies and type of material was able to successfully withstand the ultimate design pressure and was in good agreement with PROMAL optimization program. Keywords: composite, design, failure criteria, FEA, fuel tank

Introduction will not react chemically with any fuels. Also, composite materials have superior mechanical properties like high specific stiffness, high specific strength and excellent fatigue characteristics. Unlike most metallic materials, composite materials offer high corrosion and chemical resistance. Besides, composite materials provide good dimensional stability and design flexibility, they are appropriate for near-netshape processing, which eliminate several machining operations and thus reduces process cycle time and cost [3]. To manufacture this type of fuel tank, filament winding process is one of the most suitable methods to be used. In this process, fibers are wound from a spool onto a mandrel continuously and at a range of angles. Filament-wound products are produced by using one of the three basic types of winding patterns: polar, helical, and hoop. The choices made are based on the shape of the part and the reinforcement orientations required. Polar winding is used to lay down fiber close to 0o to the longitudinal axis. Helical winding is used to lay fiber at angles from 5o to 80o to the longitudinal axis. These fibers are wound on the mandrel surface in alternating positive and negative orientations and result in a double layer of wound material. Hoop winding is a special form of helical winding and is used to deposit fiber close to 90o to the longitudinal axis. Some researchers have reported that cylindrical laminated composites are best made with a fiber winding angle equal to 55o [4]. Beakou and Mohamed [5] used reliability analysis of a [±θ]n filament wound composite, that showed the optimum fiber winding angle can vary with the scattering of some design variables, such as strength, constituent elastic constants, load cases, etc.. The stresses are computed

The design of fuel systems on board modern helicopters must provide a proper and reliable management of fuel resources throughout all operation phases, notwithstanding changes in altitude or speed as required by governments regulations such as FAA Part 29 (Airworthiness standards: Transport category rotorcraft) [1]. As long as the helicopter is in coordinated flight, fuel will flow normally from the main tanks into the fuel delivery system. However, when the helicopter is not flying in straight-and-level attitudes such as during sharp maneuvers, centripetal forces may pull fuel away from the fuel lines leading to fuel starvation and engine stoppage. This requires having a fuel tank of sufficient volume to supply the flow needed while still maintaining adequate fuel system pressure. To overcome this issue, a pressurized fuel tank will assure the engine is always getting a stable fuel flow no matter what the fuel level is. This tank is to be carried onboard the helicopter as a ferry fuel tank giving it an extra flight time of around 30 minutes. The tank includes an internal elastomeric bladder with nitrogen on one section and pressurized fuel on the other section. This fuel tank stores fuel when fuel system pressure is greater than fuel tank pressure and provides fuel when the fuel tank pressure is greater than fuel system pressure. These types of reserve fuel tanks were generally required to be designed using light metal alloy [2] but for better performance and weight savings, carbon fiber reinforced plastic (CFRP) composites are preferred for the construction of the fuel tank. The material selected for the construction of a particular fuel tank depends upon the type of aircraft and its mission. Fuel tanks and the fuel system in general are made of materials that 362

Mostefa Bourchak , Hassan Ali Aleisa using the classical laminated membrane theory and the various composite failure criteria. Parnas and Katrc [6] investigated fiber reinforced pressure vessels under various loading conditions. Using classical laminatedplate theory, for a plane strain model of a thick-walled multi layered filament wound cylindrical shell, loading conditions such as internal pressure, axial force and body force due to rotation were considered. Environmental effects were also investigated. Optimization on winding angle for different axial forces, internal pressures, hygrothermal loading, and rotational speed loading were performed. The results of the analytical procedure, which was based on Lethnitskii’s approach, were compared with experimental results. Thin wall and thick wall assumptions were compared. It was shown that, up to an outer to inner diameter ratio of 1.1, two assumptions gave similar result. Beyond this value, thick wall assumption is better to use. By the numerical solution performed, optimum winding angle for internal pressure is found to be ranging between 52.1º and 54.2º depending on the geometry of the tube and the type of failure criteria used for the analysis. In this work however, a commercial code (PROMAL) [7] is used to derive the optimum filament winding angle based on the maximum strain failure criterion. Then, the obtained results are to be further verified using abaqus finite element program.

Figure1. Basic principle of the pressurized fuel tank The gas pre-charge pressure is to be slightly lower than the minimum fuel pressure P0 / 0.90 P1 (1) The compression ratio between P1 and P2 will adversely affect the elasticity of the bladder and reducing the pressure differential between P1 and P2 increases service life limit of the bladder. On the other hand, a lower pressure differential also reduces the utilization of available storage capacity. The maximum fuel pressure does not exceed more than 4 times of the precharge pressure P2 ≤ 4 · P0 (2)

Fuel Tank Sizing Fuel tank sizing is based on the gas charge. The change in gas volume and pressure determines the amount of fuel that can be added or withdrawn. To maintain minimum fuel system pressure, the tank must be able to supply sufficient flow over a determined period of time. The tank must provide fuel flow when the gas is between the nominal fuel system pressure and the minimum desired fuel system pressure. At initial conditions the gas section is to be pre-charged with nitrogen at some pressure. When the fuel pumped into the tank, the fuel pressure will press the gas section into certain volume and certain pressure. If there is a fuel demand, then the tank will release the fuel and makes the gas section expands as illustrated in figure 1. When carrying out the calculations for tank sizing, the following pressures are considered: P0 is gas pre-charge pressure at room temperature and with liquid chamber drained. P1 and P2 are minimum and maximum operating pressures respectively.

The gas volumes V0 and V2 correspond to the pressures P0 and P2, respectively. V0 is the rated volume of the tank. The available fuel volume ΔV corresponds to the difference between the fuel volume V1 and V2. (3) ∆% = % − %A The variable gas volume for a given pressure difference is determined by the following equations: a) For isothermal change of state of gases During isothermal process the change in the gas volume takes place so slowly that there is sufficient time for the complete exchange of heat to take place between the nitrogen and its surroundings. The temperature change will be constant. P0 V0 = P1 V1 = P2 V2 (4) b) For adiabatic change of state of gases During adiabatic process the change in the gas volume takes place so rapidly that the temperature of the nitrogen also changes. It is often the case that the charge takes place isothermally and the discharge adiabatically. γ = ratio of the specific heats of the gas (adiabatic component); γ = 1.4 for nitrogen P0 Vγ0 = P1 Vγ1 = P2 Vγ2 (5) ΔV is about 50 to 70% of the rated tank volume. Consequently, the following table shows the general 363

Mostefa Bourchak , Hassan Ali Aleisa characteristics of the fuel tank. Figure 2 is a 2D computer aided design drawings of the proposed

pressurized fuel tank and its components.

TABLE 1 Fuel Tank Characteristics

Helicopter fuel consumption Required time

190 liter/hour 0.50 hour

Maximum available pressure P2 Minimum working pressure P1 Nitrogen pre-charge P0 Compression pressure ratio P2/P0 Fluid volume to be stored ΔV Required tank size V0 Gas volume Diameter D Total length from pole to pole

2 bar 0.556 bar 0.50 bar 4 95 liters 200 liters 105 liters 0.572 m 0.969 m

Figure 2. CAD drawing of the fuel tank and its components strain in ¹iber direction (direction 1),

Analytical strength analysis A commercially available optimization program (PROMAL) [7] is initially used to determine the minimum number of plies and optimum winding angle for the composite tank to be able to withstand the ultimate design pressure. PROMAL calculates the total strains on a chosen winding angle and the number of plies then these strains are compared with the allowable strains to check if they satisfy the maximum strain criterion. Maximum strain criterion is a simple and direct way to predict failure of composites. It considers that the composite fails when the strain exceeds the respective allowable. It identifies composite material failure caused by three possible modes of loading: longitudinal failure, transverse failure, or shear failure (only tensile loading for our case). ¯ ) (ÀA

¯ ) (ÀA =

»½ ¼¼ ¾¿À

(6)

Á¼¼

εÃ ÄÅÆ

≡Ultimate transverse tensile strain in fiber direction (direction 2), εÃ ÄÅÆ =

»½ ÇÇ ¾¿À

(7)

ÁÇÇ

(εA )ÄÅÆ ≡Ultimate in-plane shear strength (in plane 1-2), (εA )ÄÅÆ = Fiber:

»½ ¼Ç ¾¿À

Ã εAA ≥ εAA ÄÅÆ Ë εAA ÄÅÆ

Matrix: (10)

≡ Ultimate longitudinal tensile

364

(8)

È¼Ç

ε ≥ εÃ ÄÅÆ

or

|εAA | ≥

(9) or |ε | ≥ εË ÄÅÆ

Mostefa Bourchak , Hassan Ali Aleisa

Shear: (11)

Where the factors of 2 and 4 are due to the symmetry and balance requirements [8]. The optimization problem is shown in following equation

|εA | ≥ (εA )ÄÅÆ

The form of the failure criterion is typically described as a mathematical function of the above variables which reaches the value of unity at failure as follows. Failure Index = FI (load, strength) = 1 (12) Consequently, the maximum strain criterion is calculated by comparing the allowable load with the actual strength for each component. Mathematically, it is defined by: FI = Max. abs. value of

p¼¼ pÇÇ p¼Ç ½ (Ì Ì½ Ì ¼Ç )¾¿À ¼¼ ¾¿À ÇÇ ¾¿À

,

,

c,Ô ∑VA 4Q (16) ¯Ó? ] − ÖØℎ ℎ, [ÀA

¯Ó? ] [` ÔJ −

<≥1

(13) The strength of a structure can then be given as a Strength Ratio (SR), which is the ratio by which the load must be factored to just fail. In this case SR = 1/FI (14) The laminate is optimized for getting the minimum thickness. PROMAL carries out the optimization by considering the number of plies to be a continuous variable. The initial assumption of stacking sequence considered is [±θ]. The design is considered of a symmetric and balance laminate with multiple angle-ply stacks (Í(±- )ÏJ / ±-Q−1/… /±-1Q1r). The orientation angles are fixed and the n unknowns are the numbers of layers of each specified orientation, Ni, where i = 1, …. , n, and n is the number of layers groups with distinct orientation angle. The stack-thickness design variable is defined to be the total thickness for each orientation; that is, = Ð

¯Ó? ] [A ÔJ −

−

(¼Ç )Úkg Ü¼Ç

Ù ¼¼ Úkg

Û¼¼

Ù ÇÇ Úkg

ÛÇÇ

(¼Ç )Úkg Ü¼Ç

¯Ó? ] − [À ÔJ ≤ 0

≤0

≤0

(17)

(18)

≤0

(19) (20)

0Ó ≤ - ≤ 90Ó (21) Script files are then generated in PROMAL optimization program to obtain the optimum winding angle for the pressurized composite fuel tank. The inputs of the program are the material properties shown in table 2 as well as the design limits and loading conditions. The ultimate design pressure is calculated with a factor of safety mainly driven by the crash resistance of the tank which is recommended to be 35 [9]. Therefore, the ultimate design pressure would be: Pd = 35*P2 = 7 MPa (22)

4Q , cÑ - ≠ 0Ó Z - ≠ 90Ó 2Q , cÑ - = 0Ó Z - = 90Ó (15) TABLE 2. Properties of Laminas Used in Design (Graphite/Epoxy (T300/5208))

Property Fiber Volume Fraction Longitudinal Elastic Modulus Transverse Elastic Modulus Major Poisson’s Ratio Shear Modulus Ultimate Longitudinal Tensile Strength Ultimate Longitudinal Compressive Strength Ultimate Transverse Tensile Strength Ultimate Transverse Compressive Strength Ultimate In-Plane Shear Strength Density Ply thickness

365

Symbol Vf E11 E22 ν12 G12 ¯ ) (AA K AA ¯ ) ( K (A ) ρ t

Value 0.70 181 GPa 10.30 GPa 0.28 7.17 GPa 1500 MPa 1500 MPa 40 MPa 246 MPa 68 MPa 1620 Kg/m3 0.125 mm

Mostefa Bourchak , Hassan Ali Aleisa As shown in figure 3, the optimum angle is 52o. Strength ratio is the ratio between the failure load and the applied load. The summary of PROMAL program optimization results are shown in table 3. The optimum

laminate is given by [±52o]20S. The value of N is rounded off to the next highest integer value of 20 with the total thickness being equal to 10 mm.

Figure 3. Strength ratios as a function of winding angle TABLE 3. PROMAL program optimization results

Case [±-]ÏÝ

Optimum Number of Plies N = 19.4

Optimum Angle 52o

Optimum thickness (mm) 9.65

Displacement was constrained in all direction and pressure applied as shown in figure 4. Once all boundary conditions, material properties, and internal pressure load were input into the model, abaqus quickly calculated the maximum strain values and their location on the composite tank.

Numerical Analysis of the Pressurized Composite Fuel Tank In order to verify the PROMAL results, the composite pressure fuel tank was modeled using Abaqus® software, which essentially defined the structure and properties of a 20-ply composite laminate material with various ply orientations such as [+52/-52].

Figure 4. Finite element model setup in abaqus 366


FEA results for various angles were then carried out. The output maximum strain was transposed into strength ratio and compared to PROMAL

optimization results. As shown in figure 5, the FEA results were in good agreement with PROMAL’s and clearly shows the 52 deg. angle to be optimum.

1,3 1,2 Strength Ratio (SR)

1,1

Abaqus

1

Promal

0,9 0,8 0,7 0,6 0,5 48

49

50

51

52 53 54 55 56 57 58 59 Angle of Ply (degree) Figure 5. Strength ration versus ply angle agreement between abaqus and PROMAL Figures 6 to 8 show maximum longitudinal, transverse and in-plane strains on the composite tank as obtained by abaqus for 51, 52 and 53 deg. ply angles. These finite element results clearly demonstrate that winding angles below and above 52 had either higher values of either longitudinal tensile strain or transverse tensile strain or in-plane shear strain leaving the 52 winding angle as the optimum choice. The quoted strains are worked out based on the active constraint in this case which is given as:

Longitudinal Tensile Strain:

¯Ó? ] [ÀA −

Ù ¼¼ Úkg

Û¼¼

≤

0.008287 ¯Ó? ] Transverse tensile strain: [` ÔJ ≤ 0.003883 ¯Ó? In-Plane Shear Strain: [A ]ÔJ ≤ 0.009483 Thus, it can be concluded from the finite element study that the ±52 fiber orientation angle produces an optimum safe and conservative design.

Figure6. Longitudinal tensile strain (top), transverse tensile strain (center) and in-plane shear strain (bottom) for angle 51o 367


Figure 7. Longitudinal tensile strain (top), transverse tensile strain (center) and in-plane shear strain (bottom) for angle 52o

Figure 8. Longitudinal tensile strain (top), transverse tensile strain (center) and in-plane shear strain (bottom) for angle 53o optimum angle for resisting maximum pressure for a Conclusions filament-wound cylindrical pressure vessel was ± 52 A pressurized helicopter reserved fuel tank is proposed which is slightly different from the widely reported ± for use in cases of fuel starvation. CFRP composite 55 angle. FEA results showed that for the chosen ply material with filment winding process as the angle and number of plies, the tank is able to withstand manufacturing method is chosen for designing this fuel the ultimate design internal pressure without failure as tank. For optimum performance and weight savings, an indicated by the maximum strain criteria. optimum winding angle and number of plies was achieved using commercial optimization software (PROMAL). This optimization was carried out References considering the internal pressure, volume, vessel weight and the CFRP composite properties. The failure [1] FAA Standard Airworthiness Certification, access criteria used for designing the laminates is the date, March 24, 2013, from maximum strain criteria. The load factor was chosen http://www.faa.gov/aircraft/air_cert/airworthiness_ce rtification/std_awcert/std_awcert_regs/regs/ based on the tank ability to withstand a crash. The 368

Mostefa Bourchak , Hassan Ali Aleisa [2]

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369


Cure cycle effect on epoxy resin tensile mechanical properties Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan Aeronautical Engineering Department, King Abdulaziz University, Jeddah, KSA. Corresponding author: *[email protected] Abstract An experimental investigation is carried out to study the effect of various curing cycles on the tensile mechanical properties of an epoxy based matrix system. Static tensile tests are carried out to derive the ultimate strength, ultimate strain and Young’s Modulus properties of the matrix system. Three different sets of curing cycles were investigated (A, B and C). Two sets (A vs. B) were compared for the effect of a second post cure and the other two sets (B vs. C) were compared for the effect of varying the initial cure cycle temperature and time while keeping the same first and second post cure cycle time and temperature. Results showed that a second post cure cycle at an elevated temperature reduced the matrix tensile mechanical properties significantly. On the other hand, the reduction in initial cure cycle temperature and increase in its corresponding time also reduced the ultimate tensile strength and strain leading to slight increase in Young’s modulus. It is therefore recommended that epoxy matrix cure cycle variation should be considered at the design stage when using such material. Key words: Epoxy resin, tensile strength, tensile strain, cure cycle

under three different curing cycles and concluded that the difference was as high as nearly 50% [9]. Joshi et al investigated the effect of cure cycle on GFRP composite with a thermosetting resin and observed that preheating the die contributed to achieving an optimum cure cycle [10]. There is currently a significant increase in the use of epoxy type resin system in a wide range of industries such in as Aerospace applications in the form of Fiber Reinforced Polymer (FRP) composite materials. It is therefore important to comprehensively understand these types of materials especially at the processing stage. The latter including the cure cycles used for manufacturing FRP composite materials. Recent research in this field included the study of the effect of the cure cycle on the impact properties of epoxy resin or FRP composite materials containing epoxy resin. Bourchak et al found that pre-heating time variation and post curing time variation while maintain a constant temperature can have significant effects on the epoxy matrix tensile mechanical properties [11]. Further to the work that was carried out by Bourchak et al, this work aims to investigate the cure cycle variation by altering both time and temperature.

Introduction One of the earliest investigations regarding the thermal effect on resin properties was carried out by Rinde et al [1] who reported significant property changes to temperature effect including tensile mechanical properties. Other researchers such as Segovia et al [2] used epoxy resin reinforced with a hybrid fabric of aramid and glass fibres to investigate impact damage influence by the cure cycle. They concluded from their results that there is a better alternative to the cure cycle recommended by the resin manufacturers but without giving details of the cure steps. Rahul Kumar and Radhakrishna investigated the post-cure effect on the impact properties of an epoxy-based Glass Fibre Reinforced Plastic (GFRP) composite and reported an optimum post-cure temperature of 85°C for four hours [3]. Similarly, Munoz et al reported that a blend of epoxy/phenolic resin produced better mechanical properties when post-cured for 4 hours [4]. Tucker et al also reported that an epoxy vinyl ester resin mode I interlaminar fracture toughness is improved by postcuring but not at a too long duration [5]. In general, curing epoxy resin at the right temperature has received significant attention from researchers. Zhang et al [6] proposed a FEA model to investigate the process of temperature variation in epoxy resin during the cure cycle. The latter has also been reported as a factor in the quality of FRP composite materials especially for thick parts that are being used in areas such as commercial aircraft primary components (e.g. fuselage and wing spars) [7]. Naji and Hoa [8] concluded from their work on a FRP composite part that in order to produce uniform part thickness and fiber volume fraction across the part length the curing process has to be modified. Cao and Cameron investigated GFRP composite mechanical properties

Materials preparation and testing The specimens were prepared using a two-parts thermoset matrix system made of Razeen® LR 1100 general purpose unmodified epoxy resin and a Hanson 3233 high temperature epoxy hardener. The LR1100 epoxy resin is based on Bisphenol A and has a medium viscosity and a high reactivity. It also has low hydrolysable chlorine content giving it slight tendency to crystallization at low temperature. The Hanson 3233 Hardener is an aromatic amine high temperature epoxy hardener. Aromatic amines have been shown to provide excellent characteristics when used as curing 370

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan agents for poly epoxy resins. The formulated resin should yield excellent mechanical, electrical, chemical and water resistance properties. Successful applications include large filament wound booster and missile motor cases, pressure vessels, GFRP composite pipes, reverse osmosis tubular high pressure equipment, aerospace and automotive components and high temperature epoxy tooling, etc. Three batches (A, B and C) were manufactured. The resin to hardener ratio was 100:20. The resulting matrix was mixed well using a wooden mixer. The specimens were then prepared using a metal mould with their dimension set according to ASTM polymer

tensile static test standard [12]. The investigated cure cycles stages are summarized in table 1. Batch A specimens were cured under an initial cure cycle and then another post-cure cycle. Batch B specimens were cured under the same initial and first post-cure cycle as Batch A specimens but with a second post-cure cycle. Finally, Batch C specimens were cured at an initial cure cycle that was different from both Batch A and B specimens but with the same first and second post-cure cycle as Batch B specimens. Static tensile tests were then performed using a universal tensile test machine at a crosshead speed of 2 mm/min. Tests were being repeated at least four times.

Table 1 – Cure cycles times and temperatures for each batch First cure cycle time Second cure cycle time Final cure cycle time and temperature and temperature and temperature 3 hours @ 60°C 2 hours @ 120°C no third cure cycle 3 hours @ 70°C 2 hours @ 120°C 2 hours @ 180°C 16 hours @ 55°C 2 hours @ 120°C 2 hours @ 180 °C

Batch A Batch B Batch C

repeated many times as shown in figure 1, the ultimate tensile stress and strain showed some variation. However, all the tests behaved similarly for the initial phase of loading up to just before failure as can be clearly seen in the curves slopes. To investigate the effect of the studied cure cycles, the results were compared separately in figures 2 and 3 using mean and median values.

Results Analysis and Discussion Load vs. displacement data that was recorded by the test machine data acquisition system is converted to stress vs. strain using average specimens cross sectional areas for ultimate tensile stress calculation and the test machine cross heads gauge length for ultimate tensile strain calculation. Using excel program, the converted data is plotted as shown in figure 1. The latter shows the stress vs. strain results for each Batch specimens. Although the tests were

Stress (MPa)

Batch A; 3h@60°C+2h@120°C 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0

Specimen 3 Specimen 4 Specimen 9 Specimen 10 Specimen 11 Specimen 12 Specimen 13 Specimen 14

0

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

0,06

Strain (mm/mm) Figure 1: Tensile static test stress vs. strain curves

371

0,07 Specimen 15

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan

Batch B; 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C 90 Specimen 1

Stress (MPa)

80 70

Specimen 2

60

Specimen 3

50

Specimen 4

40

Specimen 5

30

Specimen 6

20

Specimen 7

10

Specimen 8

0 0

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

0,06

Specimen 9 Specimen 10

Strain (mm/mm) Batch C; 16h@55°C+2h@120°C+2h@180°C 80 70 Stress (MPa)

60 50 Specimen 1

40

Specimen 2

30

Specimen 3

20 Specimen 4

10 0 0

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

Strain (mm/mm)

Figure 2 display the effect of a second post curing cycle on the epoxy matrix system.

same trend of decreasing mechanical properties is achieved indicating little effect of scatter on the results. It is therefore almost conclusive that a second post cure cycle of the matrix system at an elevated temperature (180 °C in this case) at a relatively short time (2 hours) has an adverse effect on the general mechanical properties of matrix system in terms of ultimate tensile stresses, strains and Young’s modulus. The implication is that any potential high temperature application needs to be considered during the design stages.

The figure shows the average and median variation of ultimate tensile stress, ultimate tensile strain and Young’s modulus. In general the median values are preferred than the average values when there is a rogue data point. In terms of ultimate tensile stress, results indicate that a second post curing cycle of 2 hours at 180°C (Batch B) decreased the mean ultimate tensile strength by 24%, decreased the mean ultimate tensile strain by 15% leading to a 12.5% reduction in Young’s modulus mean value. Also, by analyzing median values the

372

Ultimate tensile Stress (MPa)

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan □ Specimen A

105 100 95 90 85 80 75 70 65 60 55 50 45 40

Χ Specimen B

○ Average trend point + Median trend point Average trend line Median trend line

Cure cycle for A: 3h@60°C+2h@120°C

A 1

Ultimate tensile Strain (mm/mm)

0

2 Batch Name B

3 B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C □ Specimen A

0,07 0,065 0,06 0,055 0,05 0,045 0,04 0,035 0,03 0,025 0,02 0,015

Χ Specimen B

○ Average trend point + Median trend point Average trend line Median trend line

Cure cycle for

A1

0

Batch Name

A: 3h@60°C+2h@120°C B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C

2B

3 □ Specimen A

2,6

Χ Specimen B

2,5

○ Average trend point

Young Modulus E (GPa)

2,4 2,3

+ Median trend point

2,2

Average trend line

2,1

Median trend line

2 1,9 1,8 Cure cycle for

1,7 A: 3h@60°C+2h@120°C

1,6 A

Batch Name

B

B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C

Figure 2: Post-cure effect on ultimate tensile strength (top), ultimate tensile strain (middle) and Young’s modulus

For the purpose of resolving the effect of a second high temperature cure cycle effect seen in figure 2, the

initial cure cycle was edited through decreasing the cure temperature from 70°C to 55°C and the cure time 373

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan from 3 hours to 16 hours. The results are displayed in figure 3. It can be seen that the ultimate tensile strength and strain decreased by 6% and 10% respectively whereas the Young’s modulus increased slightly by 2%. Analyzing the median values showed a similar

decrease in ultimate tensile strength and strain and an increase in Young’ Modulus. These findings indicate that any alteration of the cure cycle would lead to significant reduction in tensile mechanical properties.

x Specimen B

Ultimate tensile stress (MPa)

90

△ Specimen C

85 ○ Average trend point

80 75


70

Average trend line

65

Median trend line

60 55 50

Cure cycle for

45 B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C

40 B

Batch Name

C

x Specimen B

0,06

△ Specimen C

0,055 Ultiamte tensile strain (mm/mm)

C: 16h@55°C+2h@120°C+2h@180°C

○ Average trend point

0,05

0,045


0,04

Average trend line Median trend line

0,035 0,03

0,025 Cure cycle for

0,02

B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C

0,015 B

Batch Name

374

C

C: 16h@55°C+2h@120°C+2h@180°C

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan x Specimen B

2,6

△ Specimen C

2,5 ○ Average trend point

Young Modulus E (GPa)

2,4 2,3


2,2 Average trend line

2,1

Median trend line

2 1,9 1,8 Cure cycle for

1,7

B: 3h@70°C+2h@120°C+2h@180°C

1,6 B

C

Batch Name

C: 16h@55°C+2h@120°C+2h@180°C

Figure 3: Initial cure cycle time and temperature variation effect on ultimate tensile strength (top), ultimate tensile strain (middle) and Young’s modulus

Batch B vs. Batch C i.e. the effect of a second post The average stress, strain and Young’s modulus values cure cycle and the effect of the initial cure cycle time are summarized in table 2 whereas a statistical analysis and temperature variation on the matrix system tensile representation is shown in table 3. Table 2 also shows mechanical properties respectively. the results comparison of Batch A vs. Batch B and Table 2 – Summary of average mechanical properties for each batch Mean Median Ult. ε Ult. σ Ult. ε Ult. σ (MPa) E (GPa) E (GPa) (mm/mm) (MPa) (mm/mm) Batch A 89.75824545 0.045867727 2.40693333 88.5658 0.04323 2.4455 Batch B 68.57289 0.03905 2.10634167 69.4934 0.039575 2.1041 Batch C 64.56055 0.03519375 2.14365 63.95865 0.0341075 2.15625 Batch A vs. Batch B (%) -24 -15 -12.5 -21.5 -8.5 -14 Batch B vs. Batch C (%) -6 -10 2 -8 -14 2.5 Table 3 – Statistical analysis of table 2 results (σ (MPa) and ε (mm/mm) are ultimate values) Range

Variance

Standard Deviation

σ

ε

E

σ

ε

E

σ

ε

E

Batch A

13.2167

0.026235

0.4364

14.36523872

5.52779E05

0.01615379

3.790150225

0.007434908

0.12709754

Batch B

34.4031

0.034815

0.6653

106.0481

0.000116

0.03785551

10.29797

0.010791

0.19456492

Batch C

18.0023

0.01734

0.3457

60.6979024

5.6609E05

0.021365

7.79088585

0.0075239

0.146169

properties of the material (i.e. ultimate tensile stress, ultimate tensile strain and Young’s modulus). In summary, tensile tests results revealed that a second post curing of 3 hours at 180 °C significantly decreased all tensile mechanical properties of the matrix system. Additionally, a reduction in initial cycle temperature from 70 °C to 55 °C and an increase in its corresponding time from 3 hours to 16 hours decreased

Conclusions An epoxy-based thermoset matrix system that is intended to be used in filament winding composite manufacturing technique was used to make various tensile test specimens. The objective was to investigate the effect of cure cycle variations on the mechanical 375

Khalid A. Juhany, Mostefa Bourchak*, Adnan Khan [6] Zhang, J., Xu, YC., Huang, P., “Effect of cure cycle on curing process and hardness for epoxy resin”, eXPRESS Polymer Letters, 3/9 (2009), 534– 541. [7] Oh, JH. and Lee, DG., “Cure Cycle for Thick Glass/Epoxy Composite Laminates”, Journal of COMPOSITE MATERIALS, 36/1 (2002), 19-45. [8] Naji, MI. and Hoa, SV., “Curing of thick anglebend thermoset composite part: curing cycle effect on thickness variation and fiber volume fraction”, Journal of reinforced Plastics and and Composites, 18/8 (1999), 702-723. [9] Cao, Y. and Cameron, J., “The Effect of Curing Conditions on the Properties of Silica Modified Glass Fiber Reinforced Epoxy Composite”, Journal of Reinforced Plastics and Composites, 26/1 (2007), 4150. [10] Joshi, SC., Lam, YC.,Win Tun, U., “Improved cure optimization in pultrusion with pre-heating and die-cooler temperature”, Composites: Part A, 34 (2003), 1151–1159. [11] Bourchak, M., Khan, A., Juhany, KA., “Effect of preheating and post-curing time on the mechanical properties of epoxy resin”, Advanced Composite Letters, accepted for publication, (2013). [12] ASTM D3039 / D3039M - 08 Standard Test Method for Tensile Properties of Polymer Matrix Composite Materials

both ultimate tensile strength and strain leading to small 2% increase in Young’s modulus. It is therefore recommended that when designing structures using epoxy based matrix systems it is important to consider that cure cycle variation could lead to as much as 25% reduction in tensile mechanical properties. References [1] Rinde, jA., Mones, ET., Newey, H.A., “Filament winding epoxy resins for elevated temperature service”, Lawrence Livermore Laboratory, University of California/Livermore, UCRL-52577 (1978). [2] Segovia, F., Salvador, M., Amigó, V., Vicente, A., “Cure effects on post-impact tensile characteristics of 2D epoxy composites”, Journal of Materials Processing Technology, 1/1 (2003), 209-213. [3] Kumar, CR. and Radhakrishna, K., “Post curing Effects on Impact Behaviour of Glass/Epoxy Composite Laminates”, Journal of REINFORCED PLASTICS AND COMPOSITES, 24/5(2009), 949-960. [4] Munoz, JC., Ku, H., Cardona, F., Rogers, D., “Effects of catalysts and post-curing conditions in the polymer network of epoxy and phenolic resins: preliminary results”, Journal of Materials Processing Technology, 202/1-3(2008), 486-492. [5] Tuckera, R., Compstona, P., Jarb, YB., “The effect of post-cure duration on the mode I interlaminar fracture toughness of glass-fibre reinforced vinylester”, Composites: Part A, 32/A (2001), 129– 134.

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Materials

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