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N° d’ordre 2007‐ISAL‐0045 Année 2007

Thèse

Influence des traitements de surface de moule dans le procédé d’injection‐moulage. Application aux défauts

d’aspect

Présentée devant L’institut national des sciences appliquées de Lyon

Pour obtenir

Le grade de docteur

École doctorale : École doctorale matériaux de Lyon

Par Mikaël Chailly (Ingénieur ESP)

Soutenue devant la Commission d’examen

Jury MM.

Rapporteur M.C. HEUZEY Professeur (Ecole Polytechnique de Montréal, Canada) Rapporteur D. GRAEBLING Professeur (Université de Pau et des Pays de l’Adour) Examinateur Y. BERTHIER Directeur de recherche CNRS (INSA Lyon) Examinateur B. MONASSE Maître de recherche (Ecole des Mines de Paris) Examinateur A. ABERGEL Ingénieur de recherche (L’OREAL) Directeur de thèse J.Y. CHARMEAU Professeur (INSA de Lyon) Co‐Directeur de thèse Y. BEREAUX Maître de conférences (INSA de Lyon)

Laboratoire de recherche :

Ingénierie des Matériaux Polymères/Groupe de Recherche Pluridisciplinaire en Plasturgie (IMP/ GRPP / UMR CNRS 5627)

Remerciements Ce mémoire de thèse est la résultat du travail de recherche effectué sur le Site de Plasturgie de l’INSA de Lyon. Je remercie mes directeurs de thèse, Messieurs Jean-Yves Charmeau et Yves Béreaux pour leur aide, leurs conseils et leur disponibilité dans le cadre de cette étude. Je remercie également l’ensemble des partenaires du projet MASTHER qui m’ont confirmé tout l’intérêt d’une approche multilatérale par leur implication pour parvenir à notre but. Je tiens à remercier B. Monasse pour sa collaboration au projet, et pour la qualité des discussions qui en ont découlées ainsi que les membres du Pôle Européen de Plasturgie associés à l’étude. Je remercie aussi les permanents et thésards du Site de Plasturgie Je remercie M.C. Heuzey, Pr. Agrégée du CREPEC de l’Université Polytechnique de Montréal, et D. Graebling d’avoir accepté de juger ce travail, ainsi que les autres membres du jury, le Pr. Y.Berthier du LAMCOS (INSA de Lyon), B. Monasse du CEMEF (Ecole des Mines de Paris), A. Abergel (L’OREAL). Un grand merci aussi à l’ensemble des membres du Site, à la fois pour leur collaboration au projet et pour avoir fait que ces quelques années parmi eux soient inoubliables, notamment Isabelle qui m’a sauvé tant de fois des « embûches » administratives, Murat (il nous en aura fait baver ce moule…), l’ensemble des thésards ou étudiants (et parfois déjà diplômés) :Maël, François, Khalid (dit le maître du rhéomètre), Estelle, Jean-Damien, Vincent, David. J’adresse un remerciement tout particulier à Jean, grand ayatollah de la science, nos discussions au café vont me manquer. J’espère que la bonne ambiance et l’esprit convivial du Site se perpétuera pour bien des années encore. Je remercie enfin ma famille et Nadia pour leur soutien, particulièrement pendant la période de fin de thèse, ô combien difficile moralement. Ma reconnaissance pour eux va bien au-delà des mots.

Sommaire INTRODUCTION GENERALE PARTIE A – POLYMERES ET SURFACES DE MOULES I : Présentation générale et raisons de ce choix II : Surfaces de moules II.1 Traitements de surface II.1.1 Traitements de surface et procédés de dépôt II.1.2 Les conditions de traitement II.2 Caractérisation des surfaces de moule II.2.1 Energies de surface II.2.2 Morphologie et composition physicochimique III : Polymères III.1 Caractéristiques III.1.1 Caractérisations rhéologiques III.1.2 Caractérisations thermiques III.2 Tension interfaciale avec les surfaces de moule IV : Conclusion PARTIE B – INJECTION DE PIECES PRESENTANT DES DEFAUTS D’ASPECTS I : Bibliographie des défauts d’aspects liés à l’écoulement I.1 Défauts de seuil I.1.1 Halos

I.1.2 Goutte froide I.1.3 Marbrure

I.2 Marques d’écoulement I.2.1 Défaut de vague I.2.2 Microsillons

I.3 Lignes de soudure II : Conditions d’injection : Influence des paramètres d’injection sur les lignes de soudure II.1 Etude sur polymères de l’étude

II.2 Conditions d’injection III : Injection sur moules traités III.1 Défauts et méthodes de caractérisation

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III.2 Résultats III.2.1 Pression et température

III.2.2 Lignes de soudure III.2.3 Marque d’écoulement IV : Modélisation thermomécanique IV.1 Modèles et bibliographie IV.2 Résultats V : Conclusion sur les défauts d’écoulement PARTIE C – EJECTION : ROLE DES TRAITEMENTS DE SURFACE I : Bibliographie II : Forces d’éjection II.1 Description du système de mesure II.2 Etude sur dépôts DLC II.3 Etude sur dépôts PVD et PACVD II.4 Influence du feutrage II.5 Conclusions III : Travail d’éjection III.1 Méthode d’analyse III.2 Résultats

III.2.1 Cas des polymères amorphes III.2.2 Cas du polymère semi-cristallin

III.3 Conclusions IV : Frottement IV.1 Modèle du coefficient de frottement apparent IV.2 Données expérimentales IV.2.1 Retrait IV.2.2 Détermination du module d’Young IV.3 Résultats IV.3.1 Cas de polymères amorphes IV.3.2 Cas du polymère semi-cristallin IV.4 Conclusions CONCLUSION GENERALE REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES ANNEXES

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INTRODUCTION GENERALE

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Introduction Générale

Quel que soit le domaine d’activité considéré (électronique, optique, automobile, électroménager, …), l’aspect des pièces (thermoplastiques) réalisées en injection moulage s’affirme de plus un plus comme un critère prépondérant pour répondre aux besoins des clients. Il constitue ainsi une part notable de la valeur ajoutée produite, conditionne de façon importante le succès commercial des produits et permet parfois l’utilisation des matériaux polymères dans de nouvelles applications. La maîtrise de l’aspect tend à améliorer la « qualité perçue » pour laquelle les exigences du marché sont croissantes.

Le projet MASTHER au sein duquel a été entrepris ce travail de thèse avait comme but d’améliorer la compétitivité des entreprises par une amélioration de la qualité d’aspect et d’un point de vue scientifique de mieux comprendre le procédé, par l’étude de l’impact de traitements de surface du moule en injection. Ces revêtements sont de type couches minces, technologie qui est à l’heure actuelle en plein développement. Les objectifs du projet sont multiples :

- Amélioration de l’aspect des pièces injectées - Réduction des rebuts de production et des coûts induits - Impact environnemental associé par diminution des déchets - Diminution des arrêts de production nécessaires pour l’entretien des moules - Nouvelles applications (plasturgie) pour les revêtements en couche mince - Augmenter la durée de vie des outillages avant rénovation de surface

Pour cela, il faut faire face à un certain nombre de verrous technologiques et scientifiques sur les points suivants :

- Développement de procédures adaptées à la réalisation de dépôts conduisant à une amélioration d’aspect,

- Caractérisation/ classification de l’aspect et des types de défauts d’aspect, - Compréhension des phénomènes rhéologiques, tribologiques et thermiques à

l’interface pièce polymère/moule. De manière globale, l’utilisation de revêtements de surface pour les outillages est assez ancienne dans le domaine de la plasturgie. Ils ont tout d’abord servi à augmenter la durée de vie des moules et systèmes vis/fourreau soumis à l’abrasion, particulièrement dans le cas de thermoplastiques chargés fibres. Une autre application des traitements de surface a été l’augmentation de dureté des éjecteurs par nitruration. En effet ces pièces sont soumises à des mouvements mécaniques rapides et sont donc particulièrement sollicitées. Récemment, de nouvelles technologies de dépôts se sont développées, utilisant les avancées procurées par l’utilisation des plasmas. Il s’agit notamment des procédés PVD (Phase Vapor Deposit) et PACVD (Plasma Assisted Chemical Vapor Deposit). Ces revêtements en couches minces, de quelques microns d’épaisseur, ont ouvert la voie à de nouvelles applications.

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L’usage de ces dépôts se développe actuellement, notamment suite aux nouvelles exigences en matière de normes environnementales. Ces dernières poussent en effet à remplacer le chromage qui est la technologie la plus employée pour les moules d’injection. Ces innovations en termes de revêtements offrent en outre de nouvelles opportunités. Elles permettent ainsi de diminuer la présence de résidus de polymère en surface du moule et de faciliter le démoulage des pièces. Cependant, le choix d’un traitement de surface pour une application donnée se fait actuellement de manière empirique au gré des essais industriels (cf. Tab. 1). TiN CrN CrCN TiALN

Tab. 1 : Aide aux choix de revêtements en fonction du polymère pour des revêtements TiN,

CrN, CrCN et TiAlN respectivement. Documentation ThermiBugey. ( (1) matières chargées fibres de verre)

Pour mieux saisir l’action des traitements de surface, de la réalisation du dépôt

jusqu’à l’impact en termes d’aspect sur les pièces, le projet MASTHER a réuni des industriels spécialistes des dépôts (HEF) et des transformateurs ou donneurs d’ordres en plasturgie (VALEO, ESSILOR et L’OREAL), et des laboratoires universitaires : le LAMCOS (INSA de Lyon) pour l’étude thermomécanique des revêtements, les Mines de Douai et l’IMP/GRPP(INSA de Lyon) pour le volet plasturgie, permettant ainsi une étude sur l’ensemble de la chaîne. Nous verrons notamment dans le cadre de cette thèse que l’aspect final des pièces peut être fortement dépendant de la réalisation des dépôts.

Nous étudierons pour ce faire différents traitements de surface de moule (chrome, dépôts PVD et PACVD) ainsi que plusieurs polymères de nature différente pour améliorer notre compréhension de l’influence de l’interface moule/polymère dans le procédé d’injection de thermoplastiques.

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Introduction Générale

Dans la première partie, nous expliquerons plus en détail les raisons de ce travail. Nous présenterons les différentes techniques de revêtement utilisées dans le cadre de cette étude, en s’intéressant tout particulièrement à l’influence des conditions de réalisation des dépôts sur leur aspect final. Nous verrons en outre que la nature de l’acier joue elle aussi un rôle pour ce dernier. Nous caractériserons les surfaces en termes de topographies, d’énergies de surface et de nature. Les propriétés thermiques et rhéologiques des matériaux polymères employés seront elles aussi évaluées ainsi que leurs énergies de surface

Dans la seconde partie, nous examinerons les conséquences de l’usage de ces

traitements sur les défauts d’aspect des pièces plastiques qui sont liés à l’écoulement du polymère dans le moule, en particulier les lignes de soudure. La contribution de dépôts pour limiter ces défauts est en effet une question ouverte qui a été assez peu abordée dans la littérature. Dans ce cadre nous présenterons d’abord une revue bibliographique des travaux menés sur ces défauts, puis nous présenterons notre dispositif expérimental. Ensuite par le biais de méthode optique, nous évaluerons l’impact des traitements. Une modélisation sur ces systèmes sera aussi menée afin de mieux comprendre cette influence.

Dans la dernière partie, nous nous concentrerons sur le résultat obtenu dans le

cas du démoulage des pièces, phase du procédé à laquelle sont associés un certain nombre de défauts d’aspect tels que les rayures. Là encore, nous verrons les travaux antérieurs liés à ce sujet, puis nous présenterons notre dispositif permettant la mesure de forces d’éjection. Nous traduirons ces résultats en termes d’énergie de démoulage. Un modèle simple de frottement nous fournira pour terminer une autre clé de compréhension de l’impact des revêtements.

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PARTIE A -

POLYMERES ET SURFACES DE MOULE

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Polymères et surfaces de moule

Chapitre I : Présentation générale et raisons de ces choix

Depuis l'invention de la première machine en 1872 par les frères John et Isiah Hyatt, le procédé d'injection-moulage n'a cessé d'être perfectionné pour devenir actuellement le procédé de fabrication de pièces plastiques le plus utilisé au monde. Il peut en effet s'adapter autant à l'élaboration de pièces imposantes (plusieurs kilogrammes), comme les pare-chocs d'automobile par exemple, qu'à la production d'objets beaucoup plus petits, de l'ordre du gramme, comme les composants électroniques. L'avantage principal de ce procédé réside dans la possibilité d'obtenir des géométries de pièces très complexes tout en ayant des temps de cycle très courts, permettant une production à très haute cadence.

Une machine d'injection-moulage comprend une unité de plastification, une unité de fermeture, dans laquelle est fixé le moule, et une unité de commande. Son principe de fonctionnement est le suivant: dans l'unité de plastification, la vis est placée dans un fourreau cylindrique. Elle peut être entraînée soit en rotation, soit mue d'un mouvement de translation, la phase de rotation sert tout d'abord à fondre des granulés de polymères, les mélanger et convoyer la matière à l'entrée de l'unité de fermeture. Ensuite, elle agit comme un piston pour injecter la matière fondue dans un moule. Ce dernier, généralement régulé à une température donnée (pour laquelle le polymère est à l’état solide) va permettre de figer le plus rapidement possible le polymère. C'est en tous cas ce qui se passe lorsqu'on transforme des thermoplastiques, catégorie de polymères à laquelle nous allons nous intéresser dans cette thèse. Le procédé d'injection se déroule en cinq étapes:

• Etape 1 (Cf. Fig. 1.a): la phase de dosage. Les granulés de polymère tombent depuis une trémie dans un ensemble vis-fourreau. Ils sont ensuite fondus progressivement par action conjuguée des colliers chauffant le fourreau et du cisaillement de la matière provoqué par la rotation de la vis et la friction des granulés (entre eux et contre les outillages). La matière fondue est alors convoyée en avant de la vis (via un clapet anti-retour), dans l'espace créé par le recul progressif de cette dernière lors de sa rotation.

• Etape 2 (Cf. Fig. 1.b): la phase d'injection. Grâce à un mouvement de translation de la vis, actionnée par un vérin, et au clapet anti-retour qui dans cette phase empêche la matière de rebrousser chemin, le polymère fondu est transféré du réservoir à un moule via des canaux.

• Etape 3 (Cf. Fig. 1.c): la phase de compactage puis celle de maintien. Le moule, composé de deux parties, une fixe et une mobile, est maintenu sous pression pour rester fermé, pendant que de son côté la matière est compactée par la vis, jusqu'à atteindre une pression donnée dans la cavité du moule

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(également appelée empreinte), dans laquelle du polymère fondu continue à être injecté pour compenser le retrait volumique du matériau qui refroidit.

• Etape 4 (Cf. Fig. 1.d): la phase de refroidissement. Lorsque le polymère est entièrement figé au niveau du ou des seuils d'injection, le pression de maintien n’est plus transmise au matériau, et la pièce continue de se refroidir jusqu'à ce qu'elle soit complètement solidifiée. La vis peut alors reprendre son cycle de rotation à l'étape 1. Lors de cette étape le polymère est encore soumis au retrait, qui va engendrer une diminution de volume, et un figeage de contraites internes au sein de la pièce.

• Etape 5 (Cf. Fig. 1.d): la phase d'éjection. Le moule s'ouvre, et la pièce formée est éjectée du moule. Des problèmes d’adhérence et de frottement entre paroi du moule et pièce polymère peuvent générer lors de cette étape des rayures et déformations de la pièce.

(a)

(b)

(c)

(d)

Fig. 1: Etapes du procédé d'injection-moulage des thermoplastiques

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En ce qui concerne les thermoplastiques, la plupart d'entre eux, amorphes ou semi-cristallins, peuvent être injectés, moyennant bien sûr des paramètres procédé adaptés en fonction du type de polymère, des dimensions et de la qualité recherchée des pièces.

Un grand nombre de défauts de surface sont recensés en injection de thermoplastiques, aussi bien dans la littérature qu’au niveau des productions industrielles. Ceux-ci affectent l’esthétique des pièces injectées et nuisent à la fonctionnalité des produits. Une littérature abondante sur ce sujet indique l’origine d’un grand nombre d’entre eux comme les retassures par exemple. D’autres ont été attribués à des origines diverses selon les auteurs, ainsi les lignes de soudure. Enfin un certain nombre d’entre eux peuvent avoir des origines diverses notamment du fait que la classification des appellations de ces défauts varie selon les auteurs.

Dans de nombreux cas, l’occurrence et la sévérité du défaut seront liées aux principales composantes de l’aspect des pièces à savoir la plastification du polymère, l’écoulement du polymère, la nature physicochimique de ce dernier et le moule (par sa surface, sa thermique).

Dans le cadre de ces travaux nous allons nous intéresser à l’implication de la surface du moule et étudier son importance pour les défauts liés à l’écoulement, en nous concentrant surtout sur les lignes de soudure, et les défauts liés au démoulage de la pièce via le suivi des forces d’éjection. La variation de nature de polymère et son impact sur le procédé aussi bien que sur les défauts associés se voient attribuer une part majeure dans les mécanismes à l’origine des défauts d’aspect. C’est pourquoi nous avons décidé d’examiner dans le cadre de cette thèse le comportement observé selon la nature du matériau thermoplastique :

- Un matériau amorphe, le polycarbonate (dénommé par la suite PC), qui est très utilisé pour des applications optiques (lunettes, glaces de phare de voitures, …) pour sa transparence, domaines où les défauts d’aspect revêtent outre un impact esthétique une altération de la fonction primaire de l’objet.

- Un matériau semi-cristallin, le polybuthylène téréphtalate (PBT) qui est couramment employé pour l’isolation de composants électriques et électroniques. Son usage tend à se développer pour des pièces du type réflecteur de phare de voiture pour lesquelles la qualité d’aspect est primordiale.

- Un mélange de copolymères amorphes, composé de styrène acrylonitrile et acrylonitrile butadiène styrène (SAN/ABS, 80%/20% en fraction massique). La présence d’une phase élastomère dans l’ABS aura notamment un rôle important pour les forces d’éjection. Le mélange permet aux pièces injectées d'acquérir à la fois un bon aspect et une résistance aux chocs. Son utilisation

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se retrouve dans la cosmétique (boîtiers de maquillage, bâtons de rouge à lèvres).

Ces matériaux recouvrent les trois types principaux de thermoplastiques existantes. Leur étude répond en outre à des problématiques industrielles pour les activités de nos partenaires (VALEO, ESSILOR et L’OREAL). Le recours aux revêtements de surface dans les moules d’injection est, pour sa part, de plus en plus courant. Il a été employé tout d’abord pour limiter l’usure des parties mécaniques (éjecteurs notamment) mais son usage sur les parties moulantes de l’empreinte se développe. Il vise à assumer plusieurs fonctions :

- Faciliter le démoulage de la pièce en limitant le frottement contre la paroi du moule

- Limiter l’adhésion moule/polymère (éjection, élimination de résidus matière en surface)

- Augmenter la productivité d’un procédé via la réduction des défauts d’aspect - Protéger la surface polie du moule lors des cycles de production et d’entretien

(nettoyage) - Protéger cette surface contre la corrosion

Selon l’application et sa nature le traitement de surface sera plus ou moins apte à servir pour ces différents emplois. Les procédés de dépôts sont nombreux, variés et couvrent une large gamme d’épaisseurs, de propriétés thermiques et mécaniques comme l’indique la figure 2.

Fig. 2: Epaisseur du revêtement selon le procédé de dépôt [1]

Les techniques de dépôts sont classées en cinq groupes : - dépôt chimique - dépôt physique - dépôt électrolytique

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- diffusion - projection Le tableau ci-après (Tableau 2) résume les avantages et inconvénients de chacun des types de traitements de surface.

Tab. 2: Comparatif des types de procédés de dépôts [2]

Nous avons d’abord décidé de conserver un acier poliglace Z38CDV5 (standard pour les applications de l’injection-moulage) et une cavité ayant subi un dépôt électrolytique de type chromage dur comme références pour l’ensemble de l’étude. Le chrome est en effet très utilisé pour ses bonnes propriétés mécaniques (faible coefficient de frottement, dureté élevée) et sa capacité à limiter la corrosion. Il sert notamment à protéger les vis d’injection et peut permettre la réalisation de revêtements dans une large gamme d’épaisseur, autorisant ainsi un repolissage après traitement pour supprimer les aspérités. Nous adjoindrons en outre un acier dit brut d’usinage de rugosité élevée dans le cadre de l’étude des défauts d’écoulement (Partie B). Les traitements qui seront au centre de notre étude seront ceux intitulés dépôts durs et ultradurs obtenu par voie PVD (Phase Vapor Deposit) et PACVD (Plasma Activated Chemical Vapor Deposit) qui présentent l’avantage de pouvoir donner des couches minces (de l’ordre du micron) et de peu dégrader la rugosité de surface du

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moule. Pour les dépôts durs il s’agira du nitrure de chrome (CrN) et du nitrure de titane (TiN), et pour les dépôts ultradurs le DLC (Diamond Like Carbon) et ses dérivés, ainsi qu’un dépôt de type oxyde de silicium (SiOx) assimilable à du verre. Ces traitements de surface sont en plein développement car ils combinent plusieurs atouts, à savoir de bonnes propriétés mécaniques (dureté, résistance à la rayure) associées à une réalisation du revêtement peu polluante (contrairement aux dépôts électrolytiques). Les techniques de dépôt seront présentées au chapitre suivant, ainsi que les caractéristiques mécaniques et physicochimiques de nos traitements. Les polymères à leur tour seront caractérisés et nous étudierons plus spécifiquement leurs énergies de surface à la température de transformation en fonction du revêtement.

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Chapitre II : Surfaces de moules Après une présentation des techniques de dépôt et des conditions utilisées pour nos surfaces, nous nous intéresserons à caractériser ces dépôts en termes d’énergie de surface et de composition physicochimique du moule. Nous verrons en particulier en quoi la nature de l’acier peut influer sur le revêtement. Préalablement, nous allons définir la rugosité arithmétique moyenne Ra qui sera couramment utilisée par la suite. Ra = valeur moyenne de la hauteur des pics ou creux (en valeur absolue) sur toute la longueur d'analyse. La valeur moyenne de la hauteur de référence est nulle par convention. De cette manière on ne rend pas compte d’une déformation plus macroscopique de la surface de l’échantillon (auquel cas on parlera de Ra redressé).

II.1 Traitements de surface Nos traitements de surface sont de trois types : dépôt électrolytique pour le chrome dur, PVD pour le CrN et le TiN, et PACVD pour les DLC et SiOx.

II.1.1 Traitements de surface et procédés de dépôt Chromage dur Il s’agit de la technique par voie humide la plus courante pour la protection de pièces mécanique. Le procédé se déroule de façon suivante : Le substrat sur lequel est appliqué le dépôt sert de cathode dans un système électrolytique. Il est immergé dans un électrolyte qui est une solution contenant des cations métalliques. La polarisation au niveau de l’anode et de la cathode va faire migrer les cations vers la cathode. Les électrons fournis par la cathode les neutralise à la surface du substrat, provoquant un dépôt de métal (chrome dans ce cas) en

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surface. La durée de l’électrolyse permet de faire varier l’épaisseur du revêtement de quelques microns à plusieurs centaines de microns. Ce procédé apporte une grande dureté au dépôt chrome (900 à 1000 Vickers), d’où son nom de chrome dur. L’inconvénient principal de la méthode est le génération de contraintes internes de traction élevées (jusqu’à 100MPa), de par la présence d’hydrogène dans la couche de chrome, qui conduisent à une fissuration de celle-ci pour toute épaisseur supérieure à 0,2 µm, conduisant à un écaillage progressif du revêtement lors de son utilisation. L’application d’un recuit après traitement permet de désorber l’hydrogène, atténuant ce phénomène mais réduisant du même coup les propriétés mécaniques du dépôt, selon la durée du recuit. En outre ce procédé est en voie de déclin suite à des contraintes environnementales car il impliquait l’utilisation de chrome hexavalent qui n’est plus autorisé actuellement, et sa substitution par du chrome trivalent ne donne pas d’aussi bonnes propriétés. Il faut noter que ce procédé est très sensible aux conditions de l’électrolyse car la microstructure du dépôt obtenu dépend de la température de l’électrolyte et de la densité de courant appliquée à la cathode. Ainsi à faible température, les grains de chrome ont une taille importante, et la croissance du dépôt est isotrope, ce qui engendre une dureté faible et peu de contraintes internes, mais à hautes températures, les grains sont de plus petite taille, avec une croissance colonnaire du dépôt, d’où une dureté et des contraintes internes élevées. Le problème des contraintes internes des revêtements chrome est connu en plasturgie. L’écaillage induit pour le cas de systèmes vis-fourreau provoque ainsi la présence aléatoire au cours de cycle de production de particules de chrome au sein des pièces injectées. Dans notre étude, il a notamment conduit à un écaillage du cube chrome lors des essais d’injection liés aux forces d’éjection (Partie C), ce qui a nécessité de retraiter la surface de l’insert durant la campagne. Dépôts PVD Ce type de dépôt est applicable pour un certain nombre de métaux (chrome, titane, aluminium) et l’on obtient des revêtements généralement nitrurés pour augmenter leur dureté. Cette technique s’effectue à des températures comprises entre 150 et 500°C sous vide poussé. Le métal est évaporé par bombardement électronique ou ionique et simplement par chauffage. Parallèlement, un gaz réactif (en général de l’azote ou un gaz carboné) est introduit dans l’enceinte. Celui-ci s’associe au métal vaporisé et vient se déposer sur la pièce traitée, formant un dépôt mince très adhérent. L’homogénéité du dépôt est réalisé par rotation de le pièce traitée sur un ou plusieurs axes à vitesse constante (cf. figure 3).

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Fig. 3 : Fonctionnement d’un appareil de revêtement PVD

Ce processus de revêtement limite aussi les contraintes internes, il est reproductible et permet d’obtenir des dépôts multicouches ou à gradient de propriétés. Il existe en réalité plusieurs procédés différent dans cette famille des PVD qui se distinguent par la manière de réaliser l’évaporation du métal. Il s’agit de :

PTM

Porte substrat

Ampli

Cathode

- l’évaporation par arc (Chauffage) - la pulvérisation. La source solide est bombardée par des ions issus d’un plasma - la pulvérisation magnétron que nous allons détailler ensuite - le plaquage ionique qui consiste à appliquer un potentiel négatif au matériau à

revêtir pour accélérer la vitesse de dépôt des cations du plasma. Dans notre cas ces dépôts ont été par pulvérisation cathodique magnétron réactive, et c’est pourquoi nous allons détailler cette technique. La cathode constituée du métal à évaporer est mis à un potentiel négatif, et un plasma est généré à partir d’un gaz (argon de manière courante) donne des cations qui vont percuter la paroi de cette cathode, provoquant une élévation de la température de celle-ci et l’émission d’ions par suite de chocs inélastiques. Ces ions sont ensuite transférés avec une grande vitesse en direction des substrats. On parle alors de pulvérisation cathodique (cf. figure 4) qui se décline en pulvérisation diode et pulvérisation magnétron.

Fig. 4 : Chocs inélastiques en pulvérisation cathodique (à gauche), et rôle du champ magnétique par

comparaison du système diode (au centre) et magnétron (à droite) Pour la pulvérisation magnétron, un champ magnétique est appliqué au niveau de la cathode, ce qui permet de rendre la trajectoire des électrons hélicoîdale et

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d’augmenter la probabilité d’ioniser le gaz et de travailler à des pressions plus faibles (10-1 à 1 Pa contre 1 à10 Pa pour la pulvérisation diode). Les ions générés dans le gaz au niveau de la cathode subissent alors moins de collisions, d’où une énergie cinétique plus grande, la cathode est plus vite « attaquée » et l’on obtient in fine une plus grande vitesse de dépôt, avec une énergie cinétique des atomes de métal plus grande. Cette pulvérisation est dite réactive car au gaz neutre (argon) est associé un gaz réactif (azote) qui va s’associer aux atomes de métal pour former le dépôt. Le contrôle du débit de gaz réactif doit être assuré par des mesures optiques de l’émission lumineuse du plasma afin d’obtenir le ratio stochiométrique souhaité entre les atomes de métal et d’azote. Lors de la pulvérisation, sous l’effet des chocs inélastiques, la cathode s’échauffe très vite car 90% de l’énergie est dissipée sous forme de chaleur. Il est nécessaire de la refroidir. Malgré tout, suite à ce phénomène, sont parfois générées des projections de particules de métal solide sur la surface du substrat, notamment dans le cas du nitrure de titane. Dépôts PACVD Le dépôt chimique en phase vapeur permet de réaliser des couches minces qui présentent une grande résistance à l’usure à partir de précurseurs gazeux qui sont activés par ionisation dans un plasma. La réaction se fait à température modérée (aux alentours de 300-400°C). Ce point est capital dans les procédés de revêtement car une température trop élevée aurait pour conséquence un recuit de la pièce traitée et une modification de ses dimensions. Le substrat est donc chauffé et une décharge continue ou non est déclenchée au sein des précurseurs qui sont alors ionisés. Ces précurseurs sont des hydrocarbures additionnés d’hydrogène dans le cas des DLC et de silanes dans le cas des SiOx ou DLC dopé (Tétraméthylsilane pour DLC dopé Si et hexaméthylsiloxane pour DLC dopé Si+O). L’avantage des DLC est un faible coefficient de frottement, une grande inertie chimique, peu d’adhérence avec les polymères fondus et une dureté élevée. Cette vaste gamme de précurseurs et de conditions de dépôts autorise la réalisation de couches aux propriétés mécaniques variées allant du dépôt de couches polymère à celles de type diamant.

II.1.2 Les conditions de traitements Comme nous l’avons déjà évoqué les conditions de réalisation du traitement influent grandement sur ses propriétés finales, c’est pourquoi nous allons porter une attention particulière à celles utilisées dans notre étude pour le cas des dépôts PVD et PACVD.

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Avant même l’application du dépôt, l’acier à revêtir va subir une gamme de nettoyages et de décapages qui va augmenter sa rugosité. Le nettoyage (Fig. 5) se compose d’une phase dans une solution alcaline soumise aux ultrasons, puis d’une élimination des sels qui se sont déposés en surface par un trempage dans des bains successifs dit rinçage cascade dans l’eau de pH élevé. L’eau est ensuite éliminée par condensation. Cette première phase permet l’élimination des graisses et impuretés présentes en surface. Ensuite la pièce est placée sous vide et chauffée à 300°C pendant une heure afin d’éliminer les derniers résidus volatils. Enfin l’empreinte du moule est décapée en surface par décapage diode ou triode. Le décapage triode autorise une meilleure adhérence du revêtement pour une même durée de décapage mais il est plus agressif envers la surface, augmentant nettement sa rugosité. Ceci est observable par la diminution de la réflectivité de la surface traitée, ici dans le cas du nitrure de titane : Décapage triode standard (16min20) R=28,5% après dépôt Décapage diode (5min) + triode (20 sec) R=48% après dépôt L’ajustement de ces paramètres de décapage au cours du projet explique en partie les variations de rugosité observées pour un traitement donné entre les différents inserts.

Fig. 5 : Opérations de nettoyage

Enfin, les conditions de dépôt proprement dites ont été déterminantes dans notre travail. Ainsi, si le DLC altère peu l’état de surface (hormis lors de la phase de décapage), les procédés PVD engendrent une rugosité finale qui varie beaucoup selon les paramètres appliqués (cf. Tab. 3). En effet si le champ appliqué au niveau du plasma est trop intense, les arcs électriques dirigés sur la cible créent des projectiles de métal fondu qui se déposent sur la surface à traiter. On mesure le R HSC qui traduit le nombre d’arcs produits lors du procédé.

Sens de déplacement des pièces

HEATER

US US 4

o o o

o o

o o

o o o

o o o

3 o o o

2 1 Water

7

HEATER

o o o

CONDENSATION

VAPOUR ZONE

HEATER

HEATER

5 6

Elimination de l ’eau Rinçage

Rinçage et séchage

Dégraissage enlessive alcaline Rinçage cascade Séchage

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M. Chailly

N° Essai Vb (V) IA+ R% Epaisseur (µm) Ra (µm) R HSC

(0,05) CrN1 - 50 5,5 17 3,4 0,027 175 CrN2 - 50 10 46 3,4 0,013 31 TiN1 - 100 10 30 2,7 0,069 364 TiN2 - 75 15 37 2,4 0,052 290 TiN3 - 100 5 45 2,6 0,043 113

Tab. 3 : Influence des paramètres de traitement sur la réflectivité et la rugosité pour les dépôts PVD (Données HEF)

On observe nettement une diminution de la rugosité induite (ainsi qu’un accroissement simultané de la réflectivité) de la surface après traitement lorsque l’on diminue la puissance cathodique (traduite en termes d’intensité par IA+ dans le tableau). Ainsi pour le CrN, on abaisse de moitié la rugosité en divisant par deux cette puissance, alors que l’impact est moins significatif pour le TiN. Nous utiliserons pour l’étude portant sur les forces d’éjection deux ensembles de paramètres résumés en tableau 4.

PVD Anciens paramètres (Pk = 10 kW)

PVD Nouveaux paramètres (Pk réduit)

Chauffage : 1 h à 300°C Décapage diode : 1 h + chauffage à 300°C

Transition diode/triode : 1 min, 300°C

Décapage triode : DAr = 35 sccm, IA+ = 20 A pulsé, 3 min

DAr : 35 sccm Pk : 10 kW Durée : CrN \ pour avoir TiN / 3 µm Vb, IA+ et % IMe dépendent du matériau

DAr : 35 sccm Pk : 5,5 kW pour TiN 5 kW pour CrN Durée : CrN pour avoir 3 µm TiN Vb, IA+ et % IMe dépendent du matériau

Tab. 4 : Paramètres retenus pour les dépôts PVD (Données HEF) Les traitements CrN et TiN associés à ces paramètres de dépôts seront référencés A.P. (pour Anciens Paramètres) et N.P. (Nouveaux Paramètres) par la suite. Les rugosités finales des traitements telles que mesurées sur des échantillons témoins au rugosimètre sont données en tableau 5.

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CrN (A.P.) CrN (N.P.) DLC TiN (A.P.) TiN (N.P.) Z38 avant traitement 0,010 0,011 0,011 0,010 0,010 Z38 après traitement 0,07 0,014 0,017 0,069 0,041

Tab. 5 : Rugosité des traitements exprimées en microns (Données HEF) Il faut noter que le revêtement tend à accroître la rugosité de la surface, mais ceci est peu sensible dans le cas du DLC et du CrN (N.P.). Les autres dépôts PACVD ont des rugosités qui ont été mesurées au microscope interférentiel FOGALE par le LAMCOS sur une surface. Les rugosités observées sont proches de celles de HEF pour le DLC. Nous pouvons constater que tout comme pour ce dernier, les autres dépôts PACVD modifient peu la rugosité.

Revêtement Réelle (nm) Redressée (nm)

DLC standard 11,3 5,1

DLC dopé Si 11,1 3,5

DLC dopé Si et O 8 3,7

SiOx 9 4,9 Tab. 6 : Rugosité (réelle et redressée) des traitements exprimées en nanomètres (Données LAMCOS

mesurées sur acier M2) Pour le cas du chrome dur, un dépôt de 25 µm a été réalisé qui a été suivi d’un repolissage permettant de retrouver la rugosité initiale de l’acier poli. Le tableau 7 résume les épaisseurs des divers revêtements.

Couche DLC

standard DLC

dopé Si

DLC dopé Si+O

SiOx Cr TiN CrN

Epaisseur (µm)

1,3 0,9 1,2 1,0 25 2,7 2,7

Tab. 7 : Epaisseur des revêtements en microns

II.2 Caractérisations des surfaces de moule Le centre de notre étude étant le rôle de l’interface moule/matière dans le procédé d’injection, nous nous sommes attaché à caractériser finement les surfaces en termes d’énergies de surface, de morphologie et d’espèces présentes à la surface.

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M. Chailly

II.2.1 Energies de surfaces Les mesures des énergies de surface des dépôts ont été réalisées sur un appareil Digidrop de la société GBX, par la méthode de la goutte posée. Par cette méthode on vient déposer des liquides de tensions de surface connues sur des disques en acier Z38 revêtus avec les différents traitements en même temps que les empreintes du moule.

Fig. 6 Equilibre des forces autour de la goutte posée

L’équilibre des forces exprimé au point triple de cette goutte nous conduit à la relation d’Young :

cos 0SG SL LGγ γ γ θ− − = Par convention, les énergies interfaciales solide/gaz et liquide/gaz sont assimilées aux énergies de surface du solide et du liquide respectivement. Selon la théorie d’Owens-Wendt, cette énergie de surface se décompose en une composante polaire et une composante dispersive, la première traduisant les interactions intermoléculaires polarisées. Ils obtiennent l’expression suivante :

2 2D D P PSL S L L S L Sγ γ γ γ γ γ γ= + − −

Ainsi la mesure de l’angle de contact entre un liquide dont nous connaissons l’énergie de surface et ses composantes, et la surface d’un solide permet d’obtenir l’énergie de surface de ce solide. En réalité au moins deux liquides, un liquide ayant uniquement une composante dispersive, et un autre ayant aussi une composante polaire sont nécessaires. Dans la pratique, on emploie en général deux liquides dispersifs et deux autres polaires pour valider les mesures. Les liquides employés sont présentés dans le tableau 8. Nous disposons pour la mesure de l’angle d’un logiciel (Windrop++) doté d’un module d’analyse d’image, la mesure est effectuée pour chaque dépôt avec trois gouttes pour chacun des liquides, et à chaque fois trois méthodes de mesure d’angle

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sont employées. La première consiste en une détermination automatique de la forme de la goutte. Lors de la seconde, on fixe manuellement les extrémités (bords droit et gauche, et sommet) de celle-ci. Enfin la méthode dite ligne de base consiste à déterminer manuellement les bords droit et gauche, et laisser le logiciel mesurer le contour à partir de ces indications.

Liquide Diiodométhane �α-

bromonaphtalène Ethylène

glycol Eau

désionisée

γ 50,8 44,6 48 71,8

�γD 50,8 44,6 29 21,5

�γP 0 0 19 50,3 Tab. 8 :Energie de surface des liquides en mJ/m²

Les résultats obtenus pour les dépôts à température ambiante sont donnés en figure 15. Les dépôts DLC sont très proches en termes d’énergie de surface, de même que les revêtements PVD qui ont malgré tout une énergie de surface plus faible. Ce sont des traitements qui ont des énergies de surface essentiellement dispersives. A l’inverse, le chrome, le « verre » et l’acier ont une forte composante polaire, et des énergies de surface bien supérieures.

Dépôt DLC DLC Si DLC SiO2 SiOx Cr TiN CrN

Acier Z38

γ (en mN/m)

41,8 47,8 47,4 59,3 73,1 35,8 34,2 58,3

γP (en mN/m)

7,4 6,8 3,9 20,3 37 5,1 2,1 20,7

γD (en mN/m)

34,4 41,0 41,5 39,0 36,1 30,7 32,2 37,6

Tab. 9 : Energie de surface des liquides en mJ/m² à température ambiante Les énergies de surface sont connues pour varier linéairement avec la température. Or la température de moule peut être nettement différente de la température ambiante dans le procédé d’injection, comme pour le PC où la température de moule est souvent proche de 130°C. Nous avons donc mesuré l’évolution de l’angle de contact entre liquide et substrat selon la température. Pour ce faire, nous disposons au laboratoire d’une cellule régulée en température par des cartouches chauffantes (cf. fig. 7) qui nous autorise à faire des mesures à

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M. Chailly

différentes températures. La cellule est placée sous balayage (à très faible débit) d’argon afin d’éviter toute réaction parasite.

Fig. 7 : Vues de faces et de profil de la cellule régulée en température Les disques revêtus sont placés dans la cellule et l’on vérifie que l’équilibre thermique est atteint par la présence d’un thermocouple au niveau de la surface de contact.

II.2.2 Morphologie et composition physicochimique

Nous allons tout d’abord examiner l’aspect de surface des différents traitements de surface, ainsi que leur composition chimique à l’aide d’un microscope électronique à balayage HITACHI S3500-N doté d’une sonde d’analyses aux rayons X. Nous débuterons par le revêtement chrome dur dont l’aspect de surface est illustré sur la figure 8.

- 24 -


Fig. 8 : Aspect de surface du chrome dur

Nous pouvons constater que l’aspect de surface est relativement uniforme, hormis les nombreuses rayures dues au repolissage de la pièce après dépôt. L’analyse aux rayons X montre une homogénéité de la couche de surface composé uniquement de chrome, à l’exception de quelques poussières en surface comme nous l’indique le spectre visible sur la figure 9.

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M. Chailly

Accelerating Voltage: 15 KeV Take Off Angle: 35.698° Live Time: 461.32 seconds Dead Time: 389.274

Fig. 9 : Spectre aux rayons X du chrome dur Le revêtement chrome dur est donc une surface exclusive de chrome d’aspect homogène uniquement altéré par le repolissage de surface. Les dépôts PVD présentent quant à eux un aspect de surface qui dépend du traitement et de ses paramètres de dépôt.

Fig. 10 : Aspect de surface du CrN

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L’aspect du CrN est irrégulier, on constate une croissance colonnaire du dépôt, avec la présence d’irrégularités de surface de quelques microns d’envergure. Pour déterminer la nature de ces irrégularités, nous avons réalisé un spectre (cf. Fig. 11) sur une de ces « impuretés » (point 1 de l’image) et dans une zone dont elles sont absentes (point 2), et comparé leur composition atomique (cf. Tab.10).

Fig. 11 : Aspect de surface du CrN et localisation des points de mesures

Atome et raie considérée Point 1 Point 2

N (Raie K) 22,79 21,72 Cr (Raie K) 77,21 78,28

Fig. 10 : Composition atomique (en %) des zones considérées Deux constats s’imposent. Tout d’abord la composition des deux points considérés est quasi identique et les irrégularités du dépôt correspondent bien à une croissance irrégulière. Il n’y a donc pas de différence de nature physicochimique mais uniquement des défauts topographiques du substrat. De plus, il est aisé de remarquer que le rapport stoechiométrique n’est pas respecté car nous pouvons noter un ratio de un atome d’azote pour trois atomes de chrome alors que le ratio du CrN théorique devrait être de deux atomes d’azote pour trois atomes de chrome (d’après leur nuage électronique). Nous avons donc un dépôt mixte composé à la fois de chrome et de nitrure de chrome. Les résultats précédents portent sur le CrN (N.P.), la différence avec les anciens paramètres porte sur la concentration en excroissances qui est plus importante avec les anciens paramètres d’où la différence de rugosité.

- 27 -

M. Chailly

Concernant le nitrure de titane les observations sont différentes. Nous avons là un dépôt très peu rugueux sur la majorité de la surface, avec localement des inclusions à la surface du dépôts (cf. Fig. 12 et 13).

Fig. 12 : Aspect de surface du TiN (grossissement 250)

Fig. 13 : Aspect de surface du TiN (grossissement 5000)

Ces défauts sont de l’ordre de 2-3 microns dans le cas du TiN (N.P.) et de 10 à 20 microns dans le cas du TiN (A.P.). Pour ce dernier ces rugosités sont visibles à l’œil nu (cf. Fig. 14).

- 28 -


Fig. 14 : Aspect de surface du TiN (grossissement 10) et comparaison avec une pièce de 1 centime

prise dans les mêmes conditions

En suivant la même méthodologie que pour le CrN nous comparons la composition de l’impureté et du dépôt. La composition du dépôt est quasi-stoechiométrique avec un ratio de 1 pour 1. Les inclusions sont des particules de titane très fortement nitrurées qui se sont arrachées de la cathode et sont venues se déposer sur le substrat (cf. Tab. 11) sans pouvoir adhérer correctement au dépôt du fait de cette surconcentration en azote. Atome et raie considérée Dépôt TiN Impureté

N (Raie K) 54,63 64,7 Ti (Raie K) 45,37 35,30

Tab. 11 : Composition atomique (en %) des zones considérées

Ceci explique la nette augmentation de rugosité de la surface par application d’un revêtement TiN. Les dépôts PACVD ont une topographie de surface moins rugueuse en moyenne comme on peut le remarquer sur la figure 15. Ainsi le DLC et le SiOx ont des surfaces très lisses et ne génèrent que peu de rugosités (cf. Fig. 15). Le DLC dopé Si+O est quant à lui moins homogène, et visiblement très sensible à la rayure, ce qui le rend peu apte à répondre aux exigences de durabilité dans le temps de l’état de surface. Enfin, le DLC dopé Si a tout comme le CrN une croissance colonnaire qui génère cet aspect « laine de mouton » sur la surface. Une précision s’impose pour mieux comprendre la suite des résultats qui vont être exposés. Dans le cas d’un traitement DLC standard, on réalise tout d’abord une couche à base de silicium qui sert d’ancrage chimique entre le métal et la couche carbone du revêtement. Le dit DLC dopé Si est représentatif de cet état car il constitue un traitement DLC standard dans lequel on n’aurait pas introduit d’hydrocarbures.

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M. Chailly

Quant au DLC dopé SI+O, il s’agit d’un traitement DLC dopé Si pour lequel une certaine quantité d’oxygène a été introduite dans le plasma.

Fig. 15 : Aspect de surface des divers DLC et SiOx observé au MEB (grossissement 5000). Les détails apportés plus haut permettent de mieux comprendre les résultats présentés ci-dessous. En examinant en analyse X les dépôts PACVD sous une tension de 15 kV, nous avons pu « traverser » les revêtements constitués d’éléments légers et effectuer des corrélations avec la composition de l’acier aux moyens de cartographies X qui réalise un spectre X en chaque point de l’échantillon analysé comme nous pouvons le voir en exemple dans le cas du DLC dopé Si (cf. Fig. 16). En effet une des particularités de l’analyse X est que la profondeur d’analyse (de 1 µm à un peu plus d’une dizaine de microns à 15kV) dépend de la tension d’excitation des électrons et du numéro atomique des atomes analysés. Plus l’élément est lourd, plus faible sera cette profondeur d’analyse, ce qui explique pourquoi l’acier n’est pas observable dans les résultats portant sur les dépôts PVD. Les essais ont été réalisés sur des pastilles en acier M2 traité dont la composition est indiquée sur le tableau 12. Cet acier

DLC DLC dopé Si 5 µm

DLC dopé Si+O SiOx

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comporte des inclusions quantitatives de vanadium, chrome et molybdène, et une petite quantité de tungstène. Le silicium correspond à la présence de poussières.

Elément (et raie associée) Atome (en %) Erreur.

Al-K 0.70 0.01 Si-K 3.15 0.04 V -K 2.53 0.01 Cr-K 4.69 0.01 Fe-K 85.08 0.12 Ni-K 0.39 0.01 Cu-K 0.12 0.01 Mo-L 2.81 0.02 La-L 0.15 0.01 W –L 0.39 0.02 Total 100.00

Tab. 12 : Composition atomique de l’acier M2

Fig. 16 : Cartographie X du DLC dopé Si

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M. Chailly

De ces cartographies un certain nombre d’observations peuvent être faites en superposant les images relatives aux divers éléments ainsi que l’image MEB de la surface analysée (cf. Fig. 17.). En effet, si l’argon, le carbone (de l’acier), l’oxygène sont uniformément répartis, il est aisé de voir qu’il en est tout autrement pour le molybdène, le tungstène ou le silicium.

Fig. 17 : Image MEB de la zone analysée et superposition des cartographies X du DLC dopé Si (Fer en

bleu, Molybdène en vert, Silicium en rouge). La teinte jaune correspond à une superposition du molybdène et du silicium

Nous constatons aisément une teinte jaune uniforme ce qui indique que si localement la concentration en molybdène est plus grande, le dépôt s’effectuera préférentiellement sur ces inclusions par diffusion de surface de silicium. Par le même type de considérations, nous avons pu observer que le molybdène et le tungstène dans l’acier sont associés. Intéressons nous maintenant au cas du vanadium, qui sera examiné pour le cas du DLC standard (cf. Fig. 18).

Fig. 18 : Superposition des cartographies X du DLC (Molybdène en bleu, Vanadium en vert, Silicium

en rouge). La teinte violette correspond à une superposition du molybdène et du silicium

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Là encore, la superposition à l’image MEB est parlante. La teinte violette est uniforme sur toute l’image, ce qui signifie que si localement on a plus de molybdène (en bleu), on aura une augmentation dans les mêmes proportions du silicium dans le dépôt. Le fait que certaines zones vertes apparaissent traduit le fait que le silicium ne se dépose pas préférentiellement sur le vanadium. Les mêmes observations se retrouvent sur les dépôts SiOx et DLC dopé Si+O (cf. Rapport sur les traitements DLC en annexes). La composition locale de l’acier influe donc sur la quantité de couche déposée à base silicium qui se dépose et donc in fine sur la rugosité du revêtement. Pour la comparaison nous avons réalisé le même type d’étude sur le DLC ayant revêtu une pastille en acier Z38 (acier du moule plaque). Ce dernier comprend moins de molybdène (cf. Tab. 13) d’où un dépôt préférentiel plus faible et la faible variation de rugosité associée au traitement.

Elément (et raie associée) Atome (en %) Erreur.

Si-K 2,11 0,02 Cr-K 4,52 0,03 Fe-K 77,98 0,23 Mo-L 0,52 0,03 C –K 14,87 0,27 Total 100.00

Tab. 13 : Composition atomique en % de l’acier Z38

Le dépôt DLC est alors moins rugueux alors même que les conditions de réalisation du dépôt sont identiques, puisque la concentration en globules qui traduisent l’hétérogénéité du dépôt est moindre dans le cas de cet acier (cf. Fig. 19).

Fig. 19 : Aspect de surface du revêtement DLC (acier Z38)

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M. Chailly

Si nous analysons la composition des revêtements avec une tension d’excitation du filament plus faible, en l’occurrence 10 kV, la profondeur d’analyse et nous obtenons la composition physicochimique du revêtement seul (cf. Tab. 14).

Dépôt DLC DLC dope Si DLC dopé

Si+O SiOx

Si 3,1 (0,39) 41,75 (0,22) 49,25 (0,23) 30,2 (0,16)

Ar 0,59 (0,04) 0,92 (0,05) 3,93 (0,12) 0,14 (0,03)

O 0 (0) 0 (0) 13 (0,28) 69,66 (0,31)

C 96,31(0,42) 57,33 (0,44) 33,82 (0,64) 0 (0)

Tab. 14 : Composition atomique des dépôts PACVD en % d’atomes (erreur entre parenthèses) Conclusions Le chromage dur suivi d’un repolissage permet d’obtenir un état de surface homogène uniquement composé d’une couche de chrome de 25 µm. Les revêtements PVD sont très sensibles aux conditions de réalisation du dépôt. Plus la tension appliquée à la cathode est importante, plus les irrégularités de surface sont nombreuses. La croissance du dépôt de CrN est colonnaire, et les hétérogénéités de surface sont de même nature que l’ensemble du revêtement, seule la concentration de celles-ci à la surface varie avec la réalisation du dépôt. Le nitrure de titane montre que les défauts de surface du traitement sont des particules de TiN2 en surface d’un revêtement TiN, dont la taille et la concentration varient en fonction des paramètres de dépôt. Enfin, les PACVD sont surtout sensible à la nature de l’acier sur lequel est réalisé le dépôt. La nature et la répartition des inclusions au sein de celui-ci conditionnent le dépôt de la couche à base de silicium qui constitue selon les cas la couche d’accroche du revêtement ou le dépôt proprement dit. Ce faisant, l’impact sur la rugosité finale de surface dépend directement de ces paramètres. Le traitement et les divers paramètres associés conditionneront directement les conditions de contact entre moule et polymère, que ce soit lors du remplissage (modifiant notamment la résistance thermique de contact) ou lors de l’éjection (en termes d’adhérence, et de coefficient de frottement).

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M. Chailly

Chapitre III : Polymères Après nous être concentré sur les surfaces de moules, nous allons maintenant caractériser les polymères utilisés. Ces caractérisations porteront essentiellement sur les propriétés rhéologiques et thermiques des matériaux. Puis nous étudierons leur énergie de surface en fonction de la température, et la tension interfaciale entre le polymère fondu et les divers revêtements. Les différents polymères utilisés sont un PBT (DSM Arnite), un SAN (Kostil B366f de Polimeri Europa), un ABS (Terlux 2802TR de BASF) et un PC (LEXAN RL7220 de GE) dont les caractéristiques principales sont indiquées dans le tableau 15.

Matériau

PBT (Arnite)

SAN (Kostil)

ABS (Terlux)

PC (Lexan)

Module d’Young (en MPa) 2600 3500 2000 2430 Module de flexion (en MPa) 904 1290 720 805

Coefficient de Poisson 0,437 0,38 0,39 0,417 Densité (en g/cm3) 1,35 1,07 1,08 1,2

Melt Flow Index (en g/10 min)

- 30

(220°C/10kg)

2.16 (220°C/10k

g)

8,7 (300°C/1,2

kg) Taux d’humidité maximum

(en %) - 0,2 0,7 0,02

Retrait (en %) 1,5% 0,4-0,6 0,4-0,7 0,6-0,8

Conductivité thermique (en W/m/K)

0,243 (à 27°C)

Cf. Annexe 2

0,17 0,155 0,31

Cp (en J/g/K)

1,421 (à 50°C)

Cf. Annexe 2

2,1 2,06 2,2

Fig. 15 : Caractéristiques mécaniques et thermiques des polymères

- 35 -

M. Chailly

III.1 Caractéristiques

III.1.1 Caractérisations rhéologiques L’étude rhéologique a été effectuée au moyen d’un rhéomètre ARES à déformation imposée en rhéométrie dynamique sous atmosphère inerte (azote) pour éviter la dégradation du matériau. Comme préalable, nous avons réalisé une étude de stabilité en température à la plus haute température considérée pour chaque polymère, pour nous assurer que le temps nécessaire pour obtenir des dégradations de chaînes était bien supérieur à celui de nos essais. Souhaitant solliciter le matériau dans son domaine de viscoélasticité linéaire, une étude de la limite de ce domaine a été faite en faisant varier la déformation de 0,01% à 10%, à la plus basse température considérée pour chaque polymère et à la plus haute fréquence de sollicitation accessible soit dans notre cas 100 rad/s. Ce cas est le cas le plus critique pour l’étude, puisque la limite du domaine linéaire donnée dans ce cadre est utilisée comme référence de déformation appliquée. En effet, à plus haute température et/ou plus faible vitesse de sollicitation, à cette valeur de déformation la matériau aura toujours une réponse linéaire suivant le principe d’équivalence temps-température exposé ci-dessous. En rhéométrie dynamique, les courbes traduisant la viscosité dynamique η*(ω) obtenues à différentes températures peuvent être superposées par translation suivant les deux axes. Cela consiste en la définition de variable réduite, ce qui nous donne une fonction indépendante de la température, représentée par une courbe maîtresse. Physiquement, cela s’explique par des mouvements des chaînes macromoléculaires qui ont des temps de relaxation déterminés. Si l’on augmente la température du polymère, les mouvements sont favorisés par l’agitation thermique et donc leurs temps de relaxation respectifs sont réduits. Dans ces conditions, un phénomène se produisant en un temps donné à une température donnée se produira nécessairement en un temps plus court à une température plus élevée. Il est ainsi possible de superposer les courbes de viscosité à diverses températures T sur une courbe choisie comme référence (température T0) par une translation horizontale d’un facteur log aT/T0. Ceci correspond à un changement d’échelle de temps (ou de fréquence de sollicitation) et ce facteur est le facteur de translation thermique. On le définit par la relation suivante :

0,

0, 0

TT

T

aηη

=

où η0,T est la viscosité newtonienne à la température T. On considère ici que la viscosité newtonienne du polymère suit une loi de type WLF (Williams-Landel-Ferry), ce qui nous donne la relation suivante :

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0

1 1exp .TEaR T T

⎛ ⎞⎛ ⎞= −⎜ ⎟⎜ ⎟⎜ ⎟⎝ ⎠⎝ ⎠

Ceci nous donne la relation :

0*( , ) *( , . )TT T aη ω η ω=

Le coefficient de translation verticale est obtenu à partir du terme 0 0( ).( ).T TT T

ρρ

qui prend

en compte la variation de densité et d’élasticité entropique avec la température. L’avantage de ce principe est qu’il permet à partir de résultats à diverses températures d’obtenir une courbe maîtresse à une température de référence couvrant une gamme de fréquences de sollicitations bien supérieure à celle effective du rhéomètre, couramment on passe de 4 décades (10-2 à 102 rad/s) mesurées à 6 voire 7 décades par ce principe. Les déformations qui ont été retenues sont 1% pour le PBT, le SAN et l’ABS et 0,5% pour le PC. Les diverses températures étudiées sont spécifiées pour chaque matériau ci-dessous.

- PBT : 260-265-270 °C - PC : 200-215-230-245-260-270-290-305 °C - ABS : 200-230-260-290-320°C - SAN : 160-170-180-190-200-210-220-230-240-250-260 °C

Très peu de températures ont été étudiées pour le PBT car en dessous de 260°C, la totalité des cristallites présents dans le matériau n’est pas complètement fondue, et donc le principe de superposition temps –température n’est plus applicable. Au-delà de 270°C, le polymère subit une dégradation thermique qui fausse quelque peu les mesures et du fait de son comportement essentiellement newtonien, nous n’obtiendrions pas plus d’informations en usant de températures supérieures à 270°C. Nous avons pris comme température de référence les températures proches de celles utilisées comme paramètres d’injection, soit 230 et 250°C pour le SAN, 230 et 260°C pour l’ABS, 260°C pour le PBT et 305°C pour le PC. Seules les courbes maîtresses pour chacun des polymères seront présentées sur les figures 20, 21, 22 et 23.

- 37 -

M. Chailly

ABS

1

10

100

1000

10000

100000

0,001 0,01 0,1 1 10 100 1000 10000

w(en rad/s)

Visc

osité

dyn

amiq

ue (e

n Pa

.s)

230°C260°C

Fig. 20 : Courbe maîtresse de la viscosité dynamique de l’ABS

SAN

1

10

100

1000

10000

0,01 0,1 1 10 100 1000 10000 100000

w (en rad/s)

Visc

osité

dyn

amiq

ue

230°C250°C

Fig. 21 : Courbe maîtresse de la viscosité dynamique du SAN

- 38 -


PC à 305°C

10

100

1000

0,1 1 10 100 1000 10000 100000

w (en rad/s)

Visc

osité

dyn

amiq

ue (e

n Pa

.s)

Fig. 22 : Courbe maîtresse de la viscosité dynamique du PC à 305°C

PBT (260°C)

100

1000

0,001 0,01 0,1 1 10 100 1000

w (en rad/s)

Visc

osité

dyn

amiq

ue (e

n Pa

.s)

Fig. 23 : Courbe maîtresse de la viscosité dynamique du PBT à 260°C

Le PBT a un comportement newtonien dans la gamme de cisaillement appliqué. Pour obtenir le comportement rhéologique dans les gammes de cisaillement rencontrées dans le procédé d’injection, il a été nécessaire d’utiliser un rhéomètre capillaire. Les

- 39 -

M. Chailly

résultats sont indiqués sur la figure 24. Il faut rappeler que dans ce cadre on mesure la viscosité réelle du matériau.

1,00E+00

1,00E+01

1,00E+02

1,00E+03

1,00E+04

1,00E+05

vitesse de cisaillement (s-1)

visc

osité

(Pa.

s)

essai à 240°C

essai à 270°C

essai à 255°C

Fig. 24 : Viscosité du PBT mesurée au rhéomètre capillaire

La décroissance de la courbe en fonction du cisaillement obtenu à 240°C diffère nettement de celles pour les températures supérieures. Cela constitue une preuve supplémentaire que l’état physique du matériau à 240°C n’est pas le même, le polymère n’étant pas totalement fondu. Ces polymères suivent une loi de Carreau Yasuda qui s’écrit :

( )1

0( ) ( ). 1m

a aη γ η γ λγ−

⎡ ⎤= +⎣ ⎦

avec les valeurs de paramètres donnés dans le tableau 16.

Polymère PC (305°C) SAN (230°C) ABS (230°C) PBT (260°C) η0 (en Pa.s) 510 2116 9600 258

λ (en s) 1,08*10-3 2.16*10-2 1,56*10-2 2,14*10-3

a 0,91 0,67 0,82 0,46 m 0,35 0,22 0,26 0,27

Tab. 16 : Données du modèle de Carreau Yasuda pour les différents polymères

- 40 -


Ces données seront utilisées dans le cadre de notre modèle dans la partie B.

III.1.2 Caractérisations thermiques Les caractérisations thermiques ont été menées sur une DSC (Differential Calorimetry Scanning) Netzsch DSC 200. Pour les polymères amorphes, le protocole de mesure a été le suivant :

- Montée en température à 10K/min - Palier isotherme à haute température pour effacer l’histoire thermomécanique

du matériau pendant 2 min - Refroidissement à 5K/min - Palier isotherme pendant 1/min

La procédure étant répétée trois fois de suite pour chaque échantillon afin de valider la répétitivité des mesures. Pour le PBT, le même protocole a été suivi mais nous avons en plus voulu étudier l’influence de la vitesse de refroidissement sur le taux de cristallinité du polymère. Ces mesures sont visibles sur la figure 25. Il est aisé de constater que nous retrouvons bien le fait que le PBT est un semi-cristallin à vitesse de cristallisation lente qui voit donc sa cristallinité diminuer avec une vitesse de refroidissement croissante.

Evolution cristallinité

y = -0,1782x + 31,26R2 = 0,9052

20,0

22,0

24,0

26,0

28,0

30,0

32,0

0,0 5,0 10,0 15,0 20,0 25,0 30,0 35,0 40,0 45,0

Vitesse de rampe (en°C/min)

Taux

de

cris

talli

nité

(en

%)

Fig. 25 : Evolution dans le cas du PBT du taux de cristallinité en fonction de la vitesse de

refroidissement

Les mesures réalisées pour les divers matériaux sont présentées dans le tableau 17.

- 41 -

M. Chailly

Polymère PBT SAN ABS PC Tg (en °C) 52,5 105,5 104,6 140

∆Cp à Tg (en kJ/g/K) 0,3 0,29 0,16 0,23 Tc (en °C) 202,5 - - - Tf (en °C) 228,7 - - -

Taux de cristallinité (en %) 31,3 - - - Tab. 17 : Caractéristiques thermiques des polymères en DSC (refroidissement à 5K/min)

Ces données seront celles utilisées dans nos simulations et permettront d’interpréter un certain nombre de résultats aussi bien pour les lignes de soudure que pour les forces d’éjection.

III.2 Tension interfaciale avec les surfaces de moule Nous allons maintenant porter notre attention sur les énergies de surface des polymères, de leur évolution avec la température et de ce qu’il en résulte en termes d’interactions surface du moule/polymère. Pour ce faire, nous utiliserons le dispositif GBX qui a déjà été présenté (cf. chapitre II.2.1) avec la méthode de la goutte posée, ainsi que l’approche d’Owens-Wendt pour l’obtention des énergies de surface. La première partie de cette étude a porté sur la mesure des énergies de surface à température ambiante dont les résultats sont présentés dans le tableau 18 et le détail des mesures d’angle avec les différents liquides en annexe 3. NB : Le SAN et l’ABS seront étudié dans ce cadre sous forme de plaques injectées en mélange massique 80%/20%.

Polymère PC (30°C) SAN-ABS (24°C) PBT (23°C)

γ (en mN/m) 51,6 47,9 47,3

γP (en mN/m) 12,4 3 4,6

γD (en mN/m) 39,2 44,9 42,6 Tab. 18 : Energies de surface mesurées pour les trois types de polymères utilisés

Il apparaît que les polymères ont des énergies de surface majoritairement dispersives du fait de leur structure carbonée. Cependant, le polycarbonate présente une composante polaire assez marquée. En outre, les valeurs mesurées sont proches de celles obtenues pour les traitements de surface DLC.

- 42 -


Un certain nombre d’auteurs dont Wu [3] ont montré que l’énergie de surface d’un polymère solide diminuait linéairement lorsqu’on augmentait la température. Nous avons donc étudié l’influence de la température sur l’énergie de surface. Malheureusement, l’utilisation du diiodométhane et de l’eau désionisée à haute température a posé des problèmes d’évaporation du liquide, et donc d’évolution de la forme de la goutte ainsi des phénomènes de mouillage/démouillage sur la surface. Donc les résultats présentés n’ont été obtenus qu’avec deux liquides, un dispersif et un autre polaire, d’où une incertitude sur les résultats. Les énergies de surface calculées à partir des résultats obtenus sont indiquées sur les figures 26, 27, 28 pour le PBT, le PC et le SAN/ABS respectivement

05

1015

202530

3540

4550

20 30 40 50 60 70

T (en°C)

Ener

gie

en m

J/m

2

gamma

gamma D

gamma P

Fig. 26 : Energies de surface mesurées pour le PBT solide en fonction de la température

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

0 20 40 60 80 100

T (en°C)

Ener

gie

en m

J/m

2

gamma

gamma D

gamma P

Fig. 27 : Energies de surface mesurées pour le PC solide en fonction de la température

- 43 -

M. Chailly

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

0 20 40 60 80

T (en°C)

Ener

gie

en m

J/m

2Gammagamma Dgamma P

Fig. 28 : Energies de surface mesurées pour le SAN-ABS solide en fonction de la température

Nous retrouvons bien une diminution linéaire de l’énergie de surface avec la température (cf. Tab. 19).

Polymère PC SAN-ABS PBT

dγ/dT (en mN/m/K) -0,067 -0,09 -0,071

dγP/dT(en mN/m/K) 0,006 0 0,004

dγD/dT(en mN/m/K) -0,073 -0,09 -0,075 Tab. 19 : Variations de l’énergie de surface avec la température

Nous pouvons constater que l’énergie de surface varie surtout au niveau de sa composante dispersive, la variation de la composante polaire étant quasi nulle pour la gamme de températures étudiées. Les ordres de grandeurs sont en accord avec celles trouvées par Wu [3] dans le cas du polycarbonate. En prenant en compte, ces données ainsi que celles obtenues pour les revêtements nous allons maintenant déterminer le travail d’adhésion entre surface de moule et polymère aux températures de démoulage des cubes utilisés dans la partie C concernant les forces d’éjection (cf. Tab. 20). Ce travail d’adhésion est l’énergie qu’il est nécessaire de fournir pour rompre l’adhésion physicochimique ayant lieu à l’interface moule/matière. Il est donné par l’expression :

- 44 -


2 2D D P Pa S L SL L S L SW γ γ γ γ γ γ γ= + − = −

Les températures retenues pour le calcul sont les suivantes :

- PBT : 80°C - SAN/ABS : 77°C - PC : 138°C

Revêtement DLC DLC Si DLC SiO2 SiOx Cr TiN CrN

PC 85,3 90,5 86,4 102,4 111,2 78,3 74,0

SAN/ABS 83,7 90,2 88,5 94,7 97,2 78,0 76,9

PBT 84,6 90,8 88,5 97,2 101,1 78,5 76,6

Tab. 20 : Energies d’adhésion en mJ/m2 considérées aux températures de démoulage respectives

On distingue trois classes de revêtements en termes d’énergie d’adhésion : les dépôts PVD, le DLC et ses dérivés, et le chrome dur et le SiOx. Le SAN/ABS semble bien moins sensible à la nature physicochimique du dépôt que les autres polymères, le PC étant quant à lui le plus touché par ce paramètre du fait de sa composante polaire plus grande. Les énergies d’adhésion des polymères sont très proches pour un traitement donné, les différences s’observant surtout avec le chrome dur et le SiOx. Nous avons des variations d’énergies interfaciales de l’ordre de 15%, 9% et 10% pour le PC, le SAN/ABS et le PBT respectivement.

- 45 -

M. Chailly

Chapitre IV : Conclusion Nous nous sommes dans cette première partie attelés à mieux connaître les différents éléments constitutifs de l’interface moule/polymère associés au cadre de notre étude. Après avoir présenté les techniques de réalisation des dépôts utilisés (chromage, PVD, PACVD), ainsi que les difficultés techniques inhérentes à chacune d’entre elles. Les surfaces ont ensuite été caractérisées en termes d’énergie de surface. Nous avons pu constater que les dépôts pouvaient être regroupés en trois groupes :

- Le premier est constitué des divers DLC. Il présente une énergie de surface de composante majoritairement dispersive de l’ordre de 45 mJ/m².

- Ensuite les dépôts PVD, avec là encore des interactions dispersives et une énergie totale aux alentours de 35 mJ/m²

- Les surfaces à forte composante polaire et haute énergie de surface telles que le chrome, l’acier Z38 et le SiOx. Ce dernier et l’acier montrent d’ailleurs des énergies de surface très proches et bien inférieures à celle du chrome

Pour mieux comprendre ces variations et mieux connaître les topographies de surface, nous nous sommes ensuite intéressés à l’état de surface des dépôts et notamment l’influence des paramètres de réalisation du revêtement. Il ressort que le chrome présente une couche épaisse, uniforme de chrome pur, qui est de faible rugosité suite à un repolissage après traitement alors que les procédés PVD voient leur état de surface nettement varier selon les conditions de dépôt. En outre, ils ont des irrégularités topographiques qui diffèrent entre le cas du CrN et du TiN. Pour finir, la composition atomique de l’acier en surface semble nettement influer sur la topographie de surface du dépôt, affectant surtout la répartition du silicium qui sert de couche d’accroche entre acier et revêtement. Nous avons aussi caractérisé les polymères. Les propriétés thermiques et rhéologiques apportent une meilleure compréhension du comportement du matériau, et permettront une comparaison entre modélisation et expérience. Pour terminer, l’étude des énergies de surface des polymères et l’évolution de celles-ci a été mise en exergue. Les valeurs mesurées sont un peu supérieures à celles rencontrées dans la littérature même si elles restent proches. Seul le polycarbonate a une composante polaire assez importante, les autres polymères présentant des interactions majoritairement dispersives. De plus, ces énergies décroissent linéairement avec la température qui affecte surtout les interactions non polaires de plus faible énergie, tout du moins pour une gamme de température où le polymère

- 46 -


reste à l’état solide. Pour la mesure de tension de surface à chaud des polymères par la méthode de la goutte posée, un certain nombre de difficultés a été relevé ainsi que les précautions à prendre pour y pallier (cf. Annexe 4). Malheureusement ces dernières ont limité les informations obtenues sur l’interaction polymère fondu/moule, qui demeure une perspective fondamentale pour une meilleure appréhension de ce qui se passe au point de contact lors de l’écoulement. Nous avons donc dans le cadre de cette première partie déterminés les caractéristiques des traitements de surface et les polymère dont les propriétés conditionneront directement les conditions de contact entre moule et polymère, que ce soit lors du remplissage (modifiant notamment la résistance thermique de contact) ou lors de l’éjection (en termes d’adhérence, et de coefficient de frottement).

- 47 -

M. Chailly

- 48 -

PARTIE B -

INJECTION DE PIECES PRESENTANT DES DEFAUTS D’ASPECTS

- 49 -

M. Chailly

- 50 -

Injection de pièces présentant des défauts d’aspect

Chapitre I : Bibliographie des défauts liés à l’écoulement

Préalablement à notre étude sur l’impact de la présence de revêtements sur l’écoulement de polymère dans le moule, nous avons mené une revue de la bibliographie sur les défauts de surface liés à celui-ci. Nous avons regroupés ces derniers en trois groupes : les défauts de seuil (halos, goutte froide), les marques d’écoulement (défaut de vague, microsillons) et les lignes de soudure. Pour chacun d’entre eux, nous exposerons les origines supposées du défaut ainsi que l’influence des paramètres inhérents au matériau et au procédé.

I.1 Défauts de seuil

I.1.1 Halos

Ces défauts apparaissent à proximité du point d’injection, le plus souvent dans le cas de matériaux multiphasiques (thermoplastiques élastomères, mélanges de polymères, ou polymères semi-cristallins). On les retrouve sous le nom de marbrures, halos ou défauts de seuils dans la littérature. Ils se présentent en général sous forme circulaire, centrés autour du point d’injection même si cette forme peut être différente selon la géométrie de la pièce. Ils se traduisent par une zone plus mate et plus rugueuse que le reste de la pièce, sur l’une ou les deux faces de celle-ci. Quand ils se situent sur les deux faces de la pièce, ils sont ou non en phase entre l’une et l’autre face. Leur apparition est notamment courante pour des moules alimentés par un système d’alimentation à buses chaudes.

Fig. 29 Types de halos [4]

- 51 -

M. Chailly

On référence ces défauts en trois types dans la littérature [4] comme l’illustre la figure ci-contre. Mais on ne recense classiquement dans la littérature que deux origines :

- Les halos de type II qui sont associés à un changement de la vitesse en front de

matière [4, 5, 6] et pour lesquels les zones mates apparaissent de façon simultanée sur l’une et l’autre face de la pièce. Ce changement de vitesse de front est dû au gradient de température de la matière au sein du système d’alimentation du moule. Le mécanisme suggéré pour l’apparition de ces phénomènes est principalement dû au fait que le polymère en front de matière est soumis non pas à un écoulement en cisaillement mais à un écoulement élongationnel. De plus, plus la vitesse du front de matière est élevée, plus la contrainte élongationnelle que le polymère subit en front de matière est élevée. Donc lorsque la température de la matière fondue augmente en front de matière (suite à une augmentation de la vitesse d’injection ou à une diminution de l’épaisseur de la cavité par exemple), la matière va tendre à relaxer plus vite les contraintes induites par l’écoulement et par conséquent les déformations (selon la direction de l’écoulement) qui y sont associées. De là, la couche de surface du polymère va s’allonger perpendiculairement au flux matière ce qui va créer des micro-rides parallèles au sens de l’écoulement lors du contact avec la paroi du moule. Cette peau « ridée » se solidifie rapidement au contact du métal ce qui empêche l’élimination complète de cette texture de surface lors du compactage.

- Les halos de type III qui sont associés à une instabilité du front de matière [5, 7-

9]. En effet si l’on considère l’effet fontaine, très largement utilisé pour décrire l’écoulement du polymère dans le moule, on obtient bien une zone au centre de d’écoulement une zone qui subit en front de matière un étirement de plus en plus important. Or les chaines de polymère ont une extensibilité limitée et ne peuvent s’étirer indéfiniment. On a donc une perturbation du front de matière qui se déséquilibre vers l’une des faces du moule. Ce phénomène est aussi associé à l’apparition des défauts de vague comme nous le verrons plus loin et la distinction vient du fait que les halos se limitent aux alentours du point d’injection.

-Les halos de type I peuvent en réalité être attribués à l’une ou l’autre cause

évoquée ci-dessus.

Les halos sont donc liés aux conditions d’injection. Une augmentation de la température d’injection, et de la température du moule permet de diminuer le défaut (en laissant plus de temps au matériau pour se relaxer en phase fondue) ainsi que la réduction de la vitesse d’injection (en diminuant les contraintes induites par l’écoulement). Ainsi si le polymère a le temps de relaxer en surface avant de solidifier le défaut sera supprimé.

- 52 -


I.1.2 Goutte froide

Si de la matière provenant d’une injection précédente refroidit dans la buse de la presse à injecter, celle-ci va générer un défaut d‘aspect sur la pièce finale en perturbant l’écoulement au niveau du seuil d’injection . Le plus souvent, cela se traduit par des marques en « queues de comètes » (cf. figure 30) qui indiquent la présence de matière froide en surface, autour du point d’injection ou sur l’intégralité de la surface de la pièce. Si cette matière froide bouche partiellement le canal alimentant le seuil, elle peut dans certains cas extrêmes séparer le flux matière en deux et provoquer une ligne de soudure sur la pièce.

Fig.30 : Goutte froide en queue de comète [11] Fig. 31 : Goutte froide entrainant une

séparation du flux matière [11]

I.1.3 Marbrure

Fig. 32 Défaut de seuil [10]

Ce défaut apparaît à proximité directe du point d’injection. Il s’agit d’une zone dont la rugosité est plus grande que celle du reste de la pièce qui entoure le point d’injection mais de forme moins régulière que les halos. Legrix et al. [10] ont observé ce défaut dans le cas de polyamides contenant de grands taux de charges minérales, plus précisément du PA6 avec de l’argile. La marbrure se manifeste par des zones blanchâtres autour du point d’injection qui présente une forte orientation du polymère en surface (couche superficielle de 10-15 µm) mais dans laquelle la

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M. Chailly

concentration en charges est sensiblement identique de celle au cœur de la pièce. La gravité du défaut diminue avec une augmentation de la température matière, ainsi qu’avec celle de la température du moule. Une meilleure homogénéisation de la température matière limitant les variations lors de l’écoulement, et une réduction du pourcentage de charges contribuent à atténuer le défaut [10]. Les mêmes auteurs ont trouvé que le type de charges pouvait influer sur l’occurrence du défaut.

Legrix explique l’apparition de ce défaut par le mécanisme suivant : La couche de

polymère qui se solidifie au contact de la paroi du moule subit un cisaillement élevé de la part du polymère fondu, et ce d’autant plus qu’on est proche du point d’injection. Cette couche superficielle est donc susceptible de se déformer sous cette contrainte. Il a été montré que cette déformation n’apparaît que pour un cisaillement supérieur à une valeur critique propre à chaque polymère en fonction de ses propriétés rhéologiques. Comme le défaut est lié au cisaillement subi par le matériau au seuil d’injection, Legrix évoque aussi comme cause d’apparition du défaut un sous dimensionnement du point d’injection.

I.2 Marques d’écoulement

I.2.1 Défaut de vague

Ce défaut a été observé couramment dans la littérature. Il s’agit de l’apparition sur la surface de la pièce de bandes mates et brillantes présentant un motif se répétant (cf. figure 33). Ces bandes sont espacées de quelques millimètres voire parfois de plusieurs centimètres, et présentes sur l’intégralité de la pièce ou seulement sur certaines zones. Ils sont répertoriés dans la littérature scientifiques sous les termes de défaut de vague, de marques de tigre ou bien encore de marques d’écoulement. Selon les cas on n’observe parfois que les bandes brillantes et les bandes peuvent apparaître soit simultanément sur les deux faces de la pièce (type 1), soit en opposition de phase (type 2) et dans certains cas sur une seule des faces de la pièce en fonction de l’état de surface de l’empreinte [12]. Cette grande variété de manifestation du phénomène est à l’origine de la multiplicité des mécanismes évoqués pour en expliquer la cause.

- 54 -


Fig.33 : Défaut de vague Hobbs [13] Hobbs a travaillé avec des mélanges de PC (Lexan) et ABS (Cycolac) auquel ont

été ajouté des agents matifiants. Il s’est concentré sur le cas où l’on a une alternance périodique de zones mates et brillantes sur l’ensemble de la pièce, ces bandes étant en opposition de phase entre les deux faces de la pièce (type 2). Il a noté que ces défauts n’apparaissaient que pour des vitesses d’injection élevées et que les zones mates étaient dues à une rugosité locale plus élevée que celle du reste de la pièce. L’observation de ces zones au microscope électronique montre en effet un aspect beaucoup plus en relief (cf. figure 35). Ses expériences indiquent de plus qu’une augmentation de la rugosité de la surface du moule aggrave le défaut alors qu’une diminution de la vitesse d’injection participe à l’atténuer. Il attribue ce défaut à une oscillation périodique du front de matière entre les deux faces du moule (manifestement visible sur les mélanges grâce aux agents matifiants, cf. figure 34), celle-ci étant générée par un glissement périodique du polymère à la paroi du moule en fonction des contraintes générées à la paroi.

Il en déduit que la vitesse d’injection ainsi que la rugosité de la paroi du moule sont des paramètres déterminants pour la génération de ce type de défauts, et que leur influence ainsi que celle du comportement rhéologique du matériau peut être étudiée par des mesures de brillance en fonction des contraintes de cisaillement à la paroi afin de définir des zones de fonctionnement pour lesquelles le flux de matière serait stable ou instable.

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M. Chailly

Fig. 34 : Oscillation du front de matière ABS/PC Fig. 35 : Zone mate observée [13] au MEB [13]

Hamada et al. [5] Ces auteurs ont employé eux aussi des mélanges ABS/PC pour étudier

l’apparition des bandes mates et brillantes. Ils ont déterminé que les bandes brillantes se composaient de polycarbonate alors que les bandes sombres contenaient à la fois de l’ABS et du PC. Ainsi une pièce ne présentant pas de problèmes de brillance possède une successions de strates PC et ABS, avec une couche superficielle de PC donnant sa brillance au produit (cf. figure 36). Lors de l’apparition des défauts de vague, ces auteurs ont constaté que cette structure est perturbée par une ondulation des différentes phases, ceci étant dû à une oscillation du front de matière entre les parois du moule. Si les contraintes très élevées que subit le matériau au front de l’écoulement sont suffisantes, ces couches correspondant aux différentes phases se déchirent et génèrent les bandes sombres observées en surface (cf. figure 37). Hamada attribue l’origine de l’instabilité au cisaillement important que subit la matière au niveau du point d’injection. En effet l’observation d’incomplets montrent que la perturbation du front de matière apparaît dès le seuil d’injection.

Fig. 36 : Structure d’une pièce

ABS/PC sans défaut [5] Fig. 37 : Structure d’une pièce avec

défaut, écoulement perturbé et déchirement des couches au front de matière [5]

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Ils se sont également intéressés à l’influence des paramètres d’injection sur

l’occurrence des défauts et ont noté qu’une hausse de la température d’injection ainsi qu’une baisse de la vitesse d’injection diminuaient la sévérité du défaut voire le supprimaient. Ce dernier résultat est en accord avec les observations de Hobbs[13].

Influence des paramètres moléculaires [14] [15] Lee et Mills [14] ont observé que l’augmentation de la pression de maintien pour

l’injection de polystyrène contribuait à atténuer l’amplitude des vagues observées, ceci étant expliqué par un placage plus important contre la surface du moule. Cependant ce facteur n’influe pas sur l’apparition du défaut mais seulement sa sévérité. De plus en comparant des PS ayant une même masse moléculaire moyenne en poids, un rapport d’élasticité de fondu (défini comme le rapport entre masse molaire Mz et Mw) identique et des conditions de transformations semblables, le polymère présentant l’indice de polydispersité le plus faible produit des marques d’écoulement plus larges. Ils en déduisent que l’élasticité du fondu ne peut être la seule cause de l’apparition du phénomène.

Han et al.[15] se sont eux intéressés à l’influence pour des systèmes PP/PS de la

masse moléculaire du PS sur l’apparition des défauts d’écoulement, ainsi que la caractérisation de l’orientation des chaines en surface. Ils ont noté que l’utilisation d’un PS de plus bas poids moléculaire augmentait l’occurrence des défauts alors que pour des poids moléculaires élevés ces derniers n’apparaissaient plus. Leurs expériences montrent que les bandes mates ont une orientation plus grande que les bandes brillantes, et que cette morphologie de surface se distinguait nettement de celle observable à cœur pour laquelle on n’observe pas d’orientation préférentielle. En effet à cœur, le matériau est maintenu dans un état fondu assez longtemps pour permettre aux chaines de relaxer les contraintes induites par l’écoulement. Les auteurs attribuent ce phénomène à une instabilité du flux de matière induit par un glissement aux parois du moule, couplé à une succession de phases de contraction puis d’expansion du polymère due à son élasticité. Le glissement correspondrait à un maintien de l’orientation normale et se traduirait macroscopiquement par les bandes lisses. L’élasticité du polymère serait à l’origine d’une orientation différente du matériau, ainsi qu’une réduction de l’efficacité de la phase de maintien, d’où un moins bon contact avec la paroi du moule et la génération de bandes mates ayant une rugosité plus élevée. L’influence de la masse moléculaire est attribuée au fait qu’un mélange avec un PS de haut poids moléculaire présente une structure biphasique avec des phases bien distinctes. A contrario, pour des PS de plus faible longueur de chaine, on a une morphologie de couches beaucoup moins nettes avec un effet compatibilisant de ces chaines courtes qui perturbe l’écoulement et donne une structure stratifiée plus complexe.

- 57 -

M. Chailly

Chang [16] L’auteur s’est intéressé aux défauts d’écoulement rencontrés avec le copolymère

ASA (acrylonitrile-styrene-acrylate). Les pièces injectées présentent là encore une alternance de bandes mates et brillantes qui sont en opposition de phase entre l’une et l’autre face. Et tout comme pour Hobbs [13] les bandes mates observées ont une rugosité plus élevée que le reste de la pièce. Chang attribue ces marques à un glissement à la paroi lié à un faible coefficient de frottement entre le polymère et la surface du moule, celui-ci générant une oscillation du front de matière lors du passage au seuil d’injection qui perdure tout le long de l’écoulement.

Il a étudié l’influence d’un certain nombre de paramètres de transformation sur l’occurrence et la sévérité du défaut. Ainsi une augmentation de la température du moule ou une diminution de la vitesse d’injection tendent à diminuer l’importance du défaut, comme l’avaient déjà constaté d’autres auteurs [5] [13]. De même si l’on ajoute au polymère un additif favorisant son adhésion à la paroi, l’on diminue le défaut, ce qui semble bien indiquer qu’un phénomène de glissement soit à l’origine du défaut.

Ceci lui a permis de définir des zones de fonctionnement pour lesquelles le défaut n’apparaît pas en fonction des conditions de glissements à la paroi.

Fig. 38 : Glissement à la paroi [16] Fig. 39 : Apparition de défauts en fonction du glissement [16]

Heuzey et al.[17] Ces auteurs ne s’intéressent pas à proprement parler au défaut de vague mais bien

aux marques d’écoulement puisque l’on observe une évolution de la brillance de la pièce suivant la direction de l’écoulement. Ils ont étudié l’influence de la rugosité de surface du moule sur l’apparition de ces marques.

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Les plaques injectées présentent trois zones. La première située proche du point

d’injection présente une surface mate uniforme sur la face correspondant à la surface texturée du moule, et une surface lisse parsemée de taches mates pour la face en vis-à-vis de la surface lisse du moule. Au centre de la plaque, les auteurs notent des marques d’écoulement avec des bandes mates et lisses espacées de quelques millimètres, qui sont en opposition de phase entre les deux faces de la plaque. Enfin, la dernière partie de la plaque ne présente pas de défauts d’aspect notables. Les auteurs proposent que la première partie de la pièce soit un état précédant l’apparition des marques d’écoulement ou au contraire une zone dans laquelle la période du défaut soit si faible que celui-ci se traduise sous la forme d’une zone quasi uniforme d’aspect. L’observation des zones mates au microscope électronique à transmission indique un étirement très important des chaines en surface dans le sens de l’écoulement.

Des injections de plaques réalisées sur des empreintes revêtues de Téflon©

donnent des résultats sensiblement identiques, ce qui montrent selon les auteurs que le défaut n’est pas lié au glissement en paroi. Mais l’utilisation d’huile de silicone sur les parois augmente la sévérité du défaut. De même, une surface plus rugueuse favorise l’apparition du défaut.

Fig. 40: Schéma des défauts observéssur les plaques, surface texturée (àgauche) et surface lisse (à droite) [14]

Fig. 41 : Observation au MET de latransition zone brillante/ zone mate [14]

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M. Chailly

Le facteur déterminant dans l’apparition du défaut est la vitesse d’injection. Plus celle-ci est élevé plus l’occurrence des défauts est grande. Mais la comparaison entre un polyéthylène basse densité linéaire et un polyéthylène haute densité plus visqueux montre que ce dernier présente un défaut plus marqué à conditions de transformation identiques, donc que le comportement rhéologique du matériau influe sur la sévérité du défaut.

Le mécanisme générateur de défaut est selon les auteurs le suivant : Sous l’effet

du cisaillement du polymère fondu s’écoulant dans la veine chaude, la couche solidifiée en contact avec la paroi se rompt. Cette couche solidifiée est ensuite partiellement déformée sous l’effet de l’écoulement, d’où son étirement. Lorsque la couche superficielle solide s’épaissit, les contraintes de cisaillement à la paroi sont plus faibles d’où une nouvelle adhésion à la paroi. Ainsi, la genèse et l’amplitude du phénomène sont liés à la tenue mécanique de la couche superficielle de polymère vis-à-vis d’une contrainte de cisaillement,et bien entendu au cisaillement appliqué ainsi qu’à la capacité du matériau à adhérer au moule.

Les auteurs ont d’ailleurs trouvé que ce phénomène n’apparaissait que pour des cisaillements supérieurs à un cisaillement critique dont la valeur est proche du cisaillement critique au dessus duquel on observe l’effet peau de requin en extrusion.

Georgi [18] Georgi a travaillé sur un mélange PP/EPR (Ethylene Propylene Rubber)

transformé à de grandes vitesses d’injection. Le défaut observé sous forme de bandes brillantes lisses et de bandes rugueuses mates n’apparaît que dans les zones situées à proximité d’une ligne de soudure ou un changement brusque de la direction principale d’écoulement lié à la géométrie de la pièce. La morphologie des deux matériaux diffère suivant les zones. Ainsi la phase EPR présente une structure filamentaire dans la direction de l’écoulement dans les zones brillantes et une morphologie sphérique faiblement orientée dans les zones mates. Les défauts sont selon l’auteur dus à l’apparition de bandes de cisaillement au sein des canaux d’alimentation du moule. Au sein de ces bandes le polymère est fortement orienté et échauffé à une certaine distance des parois (à la limite phase solide/phase fondue). Lorsque le polymère qui était présent dans ces zones atteint la surface du front de matière par le mécanisme de l’effet fontaine, on a la formation des bandes brillantes. L’apparition dissymétrique sur les deux parois est dû à une dissymétrie dans le moule soit géométrique (par exemple par la conception du seuil d’injection), soit thermique (système de refroidissement), soit une rugosité différente des deux faces de l’empreinte. D’où un flux de matière qui oscille périodiquement entre les deux parois du moule (cf. figure 42). Lorsque le front est équilibré on observe en surface les zones mates, et lorsque celui-ci fluctue et atteint une des parois du moule on a les zones brillantes.

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Fig. 42 : Schématisation des bandes de cisaillement [18]

Dharia[19] L’étude portait sur un mélange d’un copolymère d’éthylène et un homopolymère

de polypropylène. Ses conclusions sont que l’apparition des marques d’écoulement est corrélée au développement d’un gradient de contrainte entre le cœur de la pièce et sa surface. Ainsi il a observé que les paramètres favorisant la relaxation des contraintes atténuent le défaut, comme une température d’injection élevée qui donne plus de temps aux chaînes pour se relaxer. De même une faible vitesse d’injection induisant moins de contraintes liées à l’écoulement favorise l’élimination du défaut. L’influence de la pression d’injection est plus subtile. Une forte pression d’injection augmente le cisaillement et donc l’auto échauffement, d’où une température de polymère plus élevée. Pour de faible pressions d’injection, on se retrouve dans le cas évoqué pour une faible vitesse d’injection. L’auteur a également noté l’influence du temps de relaxation des chaînes qui est lié à leur longueur.

Charmeau, Monasse et Mathieu [12], [20], [21], [22] L’étude a porté sur le PP [12] et sur des système PP/EPR chargé talc [20] [21]

[22]. Dans la première publication [12], les auteurs notent que l’on observe l’apparition de vagues (bandes brillantes) à faible vitesse d’injection sans bandes sombres. Ils distinguent par ailleurs deux types de bandes brillantes, appelées vague et réplique. A vitesse d’injection élevée, on n’a plus de bandes brillantes. Charmeau et al. attribuent ceci au fait que les répliques cachent les vagues car elles possèdent une période plus importante. Si la vitesse d’injection est intermédiaire, on observe à la fois des vagues et des répliques. Les deux mécanismes évoqués pour expliquer le phénomène d’adhérence/glissement à la paroi sont un glissement sur la surface du

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M. Chailly

moule ou une instabilité du front de matière par rapport au modèle de l’effet fontaine.

Fig. 43 : Orientation moléculaire des différentes bandes, à gauche une vague, au centre la zone

intermédiaire mate, à droite une réplique [21] Les études suivantes [20] [21] [22] montrent que la différence de brillance n’est pas

due à une composition chimique ou une cristallinité de surface différente selon les zones, mais par leur orientation des chaines en surface sur une faible épaisseur (aux alentours de 10 µm) qui a été montrée par la méthode du contraste de Nomarsky.

Les bandes brillantes sont distinguées selon leur orientation moléculaire. Les vagues ont une forte orientation, et les répliques ne sont pas orientées. Les zones intermédiaires mates sont elles moyennement orientées. On a une succession de vague, zone intermédiaire et réplique sur chaque face de la plaque. De plus à chaque vague sur une face de la pièce correspond une réplique sur l’autre face. La période de ces vagues augmente en s’éloignant du point d’injection puis devient constante.

Fig.44 : Succession de vagues et de répliques et apparence du front de matière selon

les zones [22]

Les paramètres les plus influents sont l’épaisseur de la pièce et surtout le débit d’injection. Mais ceux-ci agissent sur l’espacement des vagues, plus que sur l’occurrence du défaut. Plus le débit est élevé plus les vagues et les répliques sont espacés. Par contre si l’on diminue le débit on atténue l’amplitude du défaut uniquement dans le cas des répliques. Par ailleurs la pression de maintien et la température d’injection influencent la périodicité du défaut aux débits élevés. L’amplitude de la vague dépend aussi du débit d’injection, de la température matière mais dans une bien moindre mesure que pour les répliques.

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Ces résultats sont expliqués par l’oscillation du front de matière. Si l’écoulement est équilibré, on observe sur chaque face une zone mate. Par contre si le front de matière est perturbé et orienté préférentiellement vers l’une des parois du moule, il donne naissance à une vague sur cette paroi et à une réplique sur la paroi en vis-à-vis. L’instabilité du flux provient pour les auteurs de l’instabilité du point de stagnation. En effet au front de matière et au centre de l’écoulement, si l’on considère le modèle de l’effet fontaine, la matière subit une élongation transverse à la direction de l’écoulement. La chaine est donc de plus en plus étirée. Or celle-ci ne peut subir qu’une élongation limitée par sa longueur de chaine. Donc à un certain moment elle tendra à rejoindre l’une ou l’autre face du moule. Cette singularité cinématique donnerait donc par constitution naissance à un écoulement instable.

Ils ont également pu constater que la rugosité de surface peut induire l’apparition du défaut. En effet, un moule dont la surface est polie présente des bandes de période plus courte et dont la variation de brillance entre zone brillante et mate est plus marquée. Grâce à un moule dont les parois étaient recouvertes de Téflon©, on obtient un écoulement symétrique donc une suppression du défaut. Si seule une des faces est téflonée, les défauts ne sont notables que sur l’autre face. Cependant dans ce dernier cas, seules subsistent les zones de répliques et les zones intermédiaires, les vagues fortement orientées étant supprimées. Ceci contredit notamment les résultats d’autres auteurs [16] [17] qui considèrent que le glissement n’influence pas le défaut.

Xu et Koelling [23] [24] Ces auteurs ont étudié plusieurs références de PP et un PEHD, et se sont

intéressés à l’influence de différents paramètres sur l’occurrence des défauts : la vitesse d’injection, la température d’injection, celle du moule, la géométrie du moule, le comportement rhéologique du polymère et l’utilisation de lubrifiant.

On a apparition de vagues en opposition de phase entre les deux faces de la pièce pour des grades de PP à haute viscosité injectés via un seuil d’injection étroit, et en phase pour les pièces injectées en PEHD.

Le phénomène est selon les auteurs dû au fait que près du point d’injection au début du remplissage on a une grande vitesse d’avancée du front de matière. Puis la pression d’injection augmente au seuil, ce qui augmente cette vitesse. Comme le polymère en front de matière est refroidi, la transmission de cette pression dans la phase fondue au sein du fondu est moins efficace, ce qui génère les marques d’écoulement.

Pour le polypropylène présentant des bandes alternées, la largeur de bande ainsi que la longueur d’onde des vagues augmente avec la vitesse en front de matière et donc avec la température et la vitesse d’injection. Cependant au delà d’une certaine vitesse d’avancée de front de matière la période du phénomène se stabilise. Les auteurs ont aussi noté qu’une hausse de la température du moule augmentait la longueur d’onde du défaut. Elle accroît en plus la largeur des vagues mais

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M. Chailly

uniquement pour des vitesses de front de matière élevées. De plus la géométrie du moule influe elle aussi puisque si l’épaisseur de la pièce est accrue, les bandes brillantes seront plus larges. Enfin l’utilisation de lubrifiant diminue les variations de brillance sur la pièce et atténue donc le défaut.

Xu et Koelling observent sur le PP que plus la référence employée est un matériau ayant une grande viscosité dynamique, un module élastique et une première différence des contraintes normales élevées, et un temps de relaxation de chaine long, plus la plage de paramètres de transformation donnant lieu à des défauts est vaste.

Dans le cas du PE pour lequel les pièces présentent des bandes brillantes en phase

sur l’une et l’autre face du produit, ils ont constaté au contraire que la longueur d’onde du défaut diminuait si la vitesse en front de matière augmentait, mais uniquement dans le cas de pièces de faibles épaisseurs. De même, la période est plus courte si la température d’injection diminue. Pour des températures d’injection élevées, on n’observe plus d’influence sur la longueur d’onde. L’influence de la température du moule est pour ce système importante puisqu’une baisse de celle-ci diminue notablement la longueur d’onde, et qu’une hausse diminue la brillance associée aux zones de vagues.

La largeur des bandes synchrones est beaucoup plus faible que celle des bandes alternées, s’accroissant avec la vitesse d’avancée de la matière, et celles-ci ne s’observent qu’à vitesse d’injection modérée. En effet pour des vitesses d’injection élevées les zones mates et brillantes deviennent irrégulières et s’entremêlent. Il semble donc exister une vitesse d’injection critique au delà de laquelle on n’a plus de vagues, qui dépend de la température d’injection mais pas de celle du moule. Des expériences menées sur un moule revêtu de fluoropolymère indiquent que le glissement n’est pas à l’origine des vagues synchrones mais qu’il diminue l’amplitude du défaut, rendant les marques d’écoulement plus sombres.

Jayaraman &al., Patham et Jayaraman [25] [26] Tout comme un certain nombre d’auteurs précédemment cités, ceux-ci ont

travaillé avec des mélanges PP/EPR, et ont observé eux aussi l’apparition de bandes brillantes et mates, en opposition de phase sur l’une et l‘autre face de la pièce. Les bandes brillantes présentent un étirement de la phase EPR au sein de la matrice PP selon la direction de l’écoulement alors que dans les bandes mates les inclusions d’EPR sont dans un état relaxé de forme se rapprochant d’une sphère, semblable aux morphologies observées pour un mélange de polymères incompatibles. Là encore cet effet de vague est attribué à un mouvement périodique du front de matière dû à l’instabilité du point de stagnation. Il en résulte un cisaillement dissymétrique par rapport au centre de l’empreinte. Si le matériau est plus cisaillé, la matrice PP est plus fluide, donc la phase EPR a plus de facilités à se relaxer, créant des bandes mates. A contrario, pour la zone correspondant à la face du moule vers laquelle

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s’oriente le front de matière, le cisaillement est plus faible d’où une matrice plus visqueuse et une phase dispersée plus étirée.

Fig. 45: morphologie d’une bande mate

(a) et brillante (b) [25]

Grillet &al., Schepens &al.[27] [28] Ces auteurs [27] ont étudié l’instabilité du front de matière dans le cas de

l’injection de PP bicolores. Ils ont ainsi pu observer que le point de stagnation en front de matière de déplace entre l’une et l’autre face du moule du fait de l’instabilité de l’effet fontaine. Une augmentation de la température d’injection ne supprime pas le défaut mais en atténue l’amplitude.

Des simulations numériques de l’écoulement du polymère[27] [28] ont montré que pour un matériau rhéofluidifiant, les instabilités apparaissent naturellement.

Fig. 46 : Simulations de l’écoulement - stable (en haut)

- instable (au milieu) et schématisation des recirculationsmatières [26]

Le mécanisme générateur proposé est que la matière fondue près de la surface

libre du front subit, si l’on néglige le cisaillement, un écoulement élongationnel planaire, résultant de deux élongations situées de part et d’autre de ce point de stagnation. Comme la force d’étirage en front de matière est constante et que celle-ci s’exerce sur une longueur de plus en plus grande, les contraintes élongationnelles diminuent. Cet état est naturellement instable et se vérifie selon Schepens pour tous les polymères. Mais pour certains d’entre eux semble exister un facteur stabilisant

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M. Chailly

limitant l’apparition du phénomène qui est lié à la valeur de la première différence des contraintes normales N1. Le critère d’évaluation de ce facteur stabilisateur est le rapport entre N1 et la déformation élongationnelle planaire. Plus ce rapport est élevé plus l’écoulement sera stable. On peut donc étudier pour déterminer l’aptitude d’un matériau à produire un écoulement stable sa recouvrance en cisaillement Je0, celle-ci augmentant avec une masse molaire quadratique Mz. Ceci a été vérifié sur du polypropylène, et pourrait expliquer certaines observations d’autres auteurs [15] [19]. Enfin ils considèrent qu’une élévation de la température matière favorise la relaxation des chaines et donc atténue le défaut.

Conclusions sur le défaut de vague Le défaut de vague se présente sous la forme d’une alternance de bandes mates et

brillantes qui sont soit en phase sur les deux faces de la pièces, soit, cas le plus courant, en opposition de phase. Les zones mates présentent une rugosité plus importante que les bandes brillantes, ainsi qu’une morphologie de surface moins orientée. Cependant pour les systèmes PP/EPR de Jayaraman [25] [26] les bandes brillantes correspondent aux fortes orientations de surface. Certains auteurs (Charmeau, Monasse, Mathieu) ont de plus noté que les bandes brillantes se décomposaient en deux catégories : vagues et répliques qui apparaissent alternativement sur chaque face de la pièce, l’une présentant une forte orientation dans le sens de l’écoulement (vague) et l’autre une orientation beaucoup plus faible (réplique). Ceci pourrait expliquer les résultats contradictoires obtenus par différents auteurs avec des matériaux PP/EPR. Pour la majorité des auteurs, ils n’existent pas de différence de composition chimique entre ces différentes bandes, sauf pour Hamada.

Les auteurs s’accordent presque tous à accorder une importance prépondérante à la vitesse d’injection dans la génération du défaut, une réduction de cette dernière atténuant le défaut. De même ils considèrent qu’une augmentation de la température d’injection aura le même effet. Par contre l’explication associée à cette influence varie pour la vitesse qui provoque pour certains des contraintes de cisaillement plus ou moins importantes, et pour d’autres une déformation élongationnelle en front de matière plus grande. Tous les auteurs ayant pris en compte le comportement rhéologique du polymère ont noté qu’il jouait un rôle dans la formation de défauts. Enfin le moule intervient aussi. Par sa température on modifie la longueur d’onde et l’amplitude des vagues. Par sa rugosité et la présence éventuelle d’un revêtement de fluoropolymère en surface, il intervient sur le glissement en paroi même si son influence est contradictoire selon les publications. Dans certains cas le glissement ne semble jouer aucun rôle, parfois il accroît le défaut ou le supprime. L’influence de la surface du moule (composition, rugosité) sur l’écoulement semble être importante mais mal connue.

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Ce type de défaut a surtout été observé pour des systèmes biphasées (PP/EPR, ABS/PC, PP/PS) et des polymères semi-cristallins (PP, PE). Il est attribué à une instabilité du front de matière provenant selon les auteurs d’un glissement à la paroi du moule (au seuil d’injection ou sur toute la surface de l’empreinte) ou pour les articles plus récents (Charmeau, Monasse, Grillet, Schepens) à une instabilité intrinsèque de l’effet fontaine au front de matière. Enfin certains auteurs (Hamada, Xu) évoquent une perturbation de l’écoulement en amont de l’empreinte au sein du système d’alimentation du moule, engendrée par une dissymétrie du système, qu’elle soit d’origine thermique ou géométrique .

I.2.2 Microsillons

Contrairement aux défauts de vague qui se composent d’une succession de bandes de plusieurs millimètres, les défauts qui vont être maintenant présentés forment des bandes de petite longueur d’onde (en général inférieure au millimètre et jusqu’à quelques microns). Elles sont perpendiculaires à la direction de l’écoulement et concentriques par rapport au point d’injection. On les rencontre avec des thermoplastiques aussi bien amorphes que semi-cristallins. On les nomme microsillons car leur apparence évoque celle des sillons des disques vinyl.

Yoshii&al. [29] [30] Yoshii a travaillé sur les microsillons dans le cas de l’injection à faible vitesse du

polycarbonate. Les pièces injectées présentent des bandes parallèles de longueur d’onde 10 à 50 µm qui donnent une rugosité à la pièce de quelques nanomètres (5 à 500 nm) selon les paramètres d’injection. On constate bien ici que l’amplitude du phénomène n’est pas à la même échelle que le défaut de vague. Les paramètres influant la sévérité du défaut sont la vitesse d’injection, la température d’injection et celle du moule. Un accroissement de chacun de ces paramètres tend selon les auteurs à atténuer le défaut. Les auteurs ont en outre noté que des matériaux à basse température de non écoulement tendent à former des sillons de plus petite taille.

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M. Chailly

Fig. 47 : Mécanisme de « go-over » [30]

Yoshii évoque comme origine du phénomène la solidification quasi instantanée de

la couche superficielle de polymère qui entre en contact avec la paroi du moule. En front de matière, le polymère doit donc passer par dessus cette couche (phénomène de « go-over »), ce qui crée une microcavité entre l’extrémité de la couche solidifiée et le nouveau point de contact du polymère. Ceci se répète périodiquement, donnant ainsi le défaut. Mais Yoshii évoque la possibilité que cette cavité soit due à un emprisonnement d’air ou de composés organiques volatiles entre la paroi du moule et la couche superficielle de polymère. Cette dernière proposition semble malgré tout assez peu probable compte tenu de la régularité du défaut.

Yokoi &al. [31] Ces auteurs se sont intéressés à l’apparition de ce défaut dans le cas du

polystyrène. Ils ont constaté là aussi des défauts de très faible taille (longueur d’onde de 200 µm et amplitude de l’ordre du micron). Les paramètres déterminant la sévérité du défaut sont selon les auteurs la vitesse en front de matière (liée à la vitesse d’injection et la géométrie du moule) et la température moule. La géométrie des seuils d’injection ne joue apparemment pas de rôle, et la température d’injection n’intervient que pour des vitesses d’injection très faibles et dans le cas où celle-ci est dans la gamme haute des températures de transformations. Et même là elle ne fait qu’augmenter l’amplitude des sillons mais pas leur périodicité. L’origine du défaut évoquée est identique à celle proposée par Yoshii.

Tredoux&al., Saito &al.[32][33] [34] Grâce à des fenêtres d’observation en verre montées sur l’empreinte du moule

Tredoux et al. ont pu suivre par visualisation directe l’observation de l’écoulement de

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PS et de PEhd dans un moule. Les microvagues obtenues ont une amplitude et une longueur d’onde qui varient selon la surface du moule. Ainsi sur la face en laiton, les marques sont plus importantes (environ 30 µm pour l’amplitude, et de 600 µm à 1 mm pour la périodicité) que sur la face en verre (5 µm, et de 200 à 400 µm respectivement). D’où le constat que la sévérité du défaut dépend de la nature de la surface du moule, du fait selon les auteurs d’une différence de comportement thermique.

Ce procédé de visualisation leur a notamment permis de réaliser que la formation des creux et bosses des sillons n’avait pas lieu au point de contact entre le polymère et le moule comme l’avançaient les auteurs des articles précédents. En réalité, elle a lieu un peu en amont de ce point. C’est pourquoi Tredoux avance une nouvelle hypothèse sur la genèse de ce défaut. Pour lui, il proviendrait d’une déformation différentielle de la couche de polymère en transition fondu-solide à cause d’un refroidissement non uniforme de celle-ci, du moins en ce qui concerne la couche superficielle. Le polymère entrant en contact avec la paroi du moule est solidifié sur une très faible épaisseur, mais du fait de la faible conductivité thermique des polymères, les couches supérieures restent à des températures beaucoup plus élevées. En refroidissant cela va générer un gradient de contraintes dans l’épaisseur qui va créer des plis en surface de la pièce. Sur cette base les auteurs ont développé un modèle mathématique qui prend en compte l’influence de la vitesse de refroidissement de couches de polymère amorphe sur la taille du sillon.

Fig. 48 : Génération du gradient de contraintes par le gradient thermique [33]

Ce modèle traduit bien l’influence déterminante de la vitesse d’injection (une

diminution atténuant le défaut) et de la température du moule (qui accrue a le même effet) sur la sévérité du défaut. De plus il permet d’expliquer l’influence contradictoire de la température d’injection entre les publications de Yoshii et Yokoi. En effet, une hausse de celle-ci ralentit certes la croissance de la couche solidifiée, permettant aux chaines de se relaxer, mais augmente le gradient thermique qui définit le gradient de contraintes. Donc selon les propriétés thermiques du polymère son effet peut varier. Selon ce modèle, l’utilisation d’un polymère ayant une température de transition

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M. Chailly

vitreuse basse et un faible coefficient d’expansion thermique minimiserait les risques d’obtenir le défaut.

Malgré la transcription d’un certain nombre d’observations expérimentales, ce modèle n’explique pas clairement pourquoi ce défaut possède un motif périodique sur une certaine aire de la pièce alors que le gradient thermique dans l’épaisseur varie au cours de l’écoulement.

Conclusions sur les microsillons Ceux-ci ont été observés sur des homopolymères amorphes aussi bien que

cristallins, majoritairement à faible vitesse d’injection. Ils ont la forme de cercles ou d’arcs de cercle concentriques autour du point d’injection, présentant une rugosité de surface semblable à une onde qui se propage avec des sommets plus ou moins aplatis selon la phase de maintien. La température du moule et la vitesse d’injection sont les paramètres qui influent directement sur le défaut. Il faut y ajouter la température d’injection, même si cette dernière a une influence variant selon le polymère, car à vitesse d’injection très élevée (ce qui devrait aggraver le défaut) le défaut disparaît. Dans cette situation cette température doit donc avoir un rôle important.

L’attribution de ce phénomène est lié à la solidification de la couche superficielle de polymère entrant en contact avec la paroi du moule. Mais pour certains le phénomène se produit au point de contact du front de matière avec le moule (go-over) et pour d’autres en amont (contraintes différentielles et plissement).

I.3 Lignes de soudure

Ce défaut est provoqué par la rencontre de deux fronts de matière au sein du moule. Ils se distinguent par l’orientation relative des fronts de matière. Dans la littérature scientifique, les articles traitent des deux cas extrêmes (cf. figure 49) : les lignes de soudure frontales (ou chaudes) pour lequel les deux flux matières ont la même direction mais des sens opposés, et les lignes de recollement de flux (ou lignes de soudure froides) lorsqu’un flux matière est séparé en deux par un obstacle géométrique (insert, noyau, restriction d’épaisseur) puis que ces derniers se rejoignent en conservant la même direction principale d’écoulement. Le deuxième type de ligne de soudure peut aussi résulter d’une injection avec plusieurs seuils adjacents. En pratique, à cause des géométries de pièce complexes on se trouve souvent avec une ligne de soudure intermédiaire entre ces deux situations.

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Ce défaut est un défaut volumique sur toute l’épaisseur de la pièce qui engendre

une faiblesse mécanique locale pouvant être très importante (cf. Tab. 21). De plus, cette ligne est souvent visible à l’œil nu, créant un défaut d’aspect sur le produit.

Fig. 49 : ligne de soudure frontales(a) et ligne de recollement (b) [35]

Fig. 50 : ligne de recollement due àune restriction d’épaisseur au centrede la pièce [35]

Tenue à un effort mécanique continu

Résistance au choc

Polymère amorphe 0,4 à 0,95 0,1 à 0,6

Polymère semi-cristallin 0,85 à 1,0

Polymère renforcé avec des fibres de verre

0,5 à 0,85 0,3 à 0,5

Tab. 21 : Propriétés mécaniques relatives d’une pièce avec ligne de soudure par rapport à la même pièce sans [36]

Propriétés mécaniques des lignes de soudure, aspect de surface et influence des paramètres procédés Comme le montre le tableau précédant, l’évolution des propriétés mécaniques à

cause de la présence d’une ligne de soudure varie selon la nature du polymère et les charges (ou renforts) qui lui sont associé, ainsi que le type de ligne de soudure.

Seldén[37] a porté son étude sur cinq thermoplastiques (PPO, ABS, PP avec 40%

de talc, PPS avec 40% de fibres de verre, PA6 avec 35% de fibres de verre). Il a pu constater que les matériaux chargés, et encore plus dans le cas de fibres de verres étaient ceux qui perdaient le plus de propriétés mécaniques à cause d’une ligne de

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M. Chailly

soudure. Par ailleurs selon lui, cette diminution est peu sensible à une modification des paramètres d’injection ; cependant de hautes pressions de maintien et températures d’injection de même qu’une faible température de moule minimisent la perte de propriétés mécaniques. Enfin il note que les lignes de soudure frontales donnent une meilleure résistance mécanique que les autres.

Debondue [35] quant à lui observe que le PS est très sensible à la ligne de soudure

(diminution de la résistance en traction de 45% et en flexion de 60%), contrairement au PC et au PP pour lesquels la ligne de soudure joue un rôle uniquement sur les propriétés à la rupture. Par contre, chargé avec 30% de fibres de verre, le PP voit ses propriétés nettement varier (diminution de la contrainte au seuil d’écoulement, et du module d’élasticité d’environ 45%) [38]. On voit dans ces résultats l’influence du matériau et des renforts employés.

Liu&al. [39] ont eux aussi travaillé sur du polystyrène pour déterminer via un plan d’expériences réalisé par méthode Taguchi l’influence des divers paramètres procédé ainsi que celle de la forme et la taille de l’insert dans le cas des lignes de recollement de flux.

Il montre qu’un insert de forme carrée accentue l’effet de la ligne de soudure par rapport à un insert de forme circulaire de même périmètre. De plus, si les inserts ont même forme mais diffèrent par leur taille, l’insert de plus grande taille donnera une ligne de soudure moins prononcée à cavité identique. Ceci s’explique dans les deux cas par le fait que la présence de la ligne de soudure est d’autant plus handicapante pour les propriétés de la pièce que la température de la matière au moment où les deux fronts se rencontrent est faible. En ce qui concerne les paramètres d’injection, le facteur prépondérant est la température d’injection, la température du moule et la pression de maintien jouant eux aussi un grand rôle, ces trois facteurs accroissant la diffusion moléculaire à l’interface. Par contre la géométrie de l’insert, la pression et la vitesse d’injection ne sont pas des paramètres critiques. D’ailleurs une hausse de la vitesse d’injection a deux influences contradictoires : elle augmente la température matière au moment du contact grâce à l’auto échauffement plus important mais elle oriente les chaines perpendiculairement à l’interface, ce qui réduit leur diffusion au sein de celle-ci.

Viana [40] s’est intéressé à un copolymère PP-PE et ses propriétés à l’impact. Ses

résultats indiquent qu’à la ligne de soudure, celles-ci dépendent surtout de la température d’injection et de la pression de maintien, mais qu’ailleurs sur la pièce d’autres paramètres procédé rentrent en ligne de compte et que tous ces paramètres sont interdépendants. Une amélioration de la tenue à l’impact de la ligne de soudure ne peut donc être optimale sous peine de dégrader celle du reste de la pièce. Il faut ajouter que les propriétés à l’impact varient selon le type de rupture à la ligne de soudure. Si cette rupture est fragile, elles seront améliorées par une hausse de la température d’injection et de la pression de maintien. Pour une rupture ductile, la

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température d’injection aura un effet inverse et la pression de maintien aucune influence notable.

Chang et Faison [41] ont présenté une étude menée sur les lignes de soudure

frontales pour le PEhd. Leur plan d’expériences montre que, pour ce polymère, la largeur de la ligne de soudure augmente avec la température d’injection. Cette largeur dépend aussi dans une bien moindre mesure de la pression d’injection (rôle négatif) et de la température du moule (rôle positif). Enfin la phase de maintien (pression, temps) et la contre-pression en phase de plastification n’interviennent pas sur les valeurs des résultats.

Mielewski et al. [42] considèrent que l’une des raisons majeures des pertes de

propriétés mécaniques dans le cas du polypropylène est l’accumulation de stabilisant thermique à la surface de l’écoulement. Conséquement, au niveau de la ligne de soudure on a une concentration locale très élevée de ce stabilisant, ce qui dégrade la tenue mécanique de la ligne de soudure.

Aspect de surface, mécanismes de formation Un nombre relativement important de publications porte sur le mécanisme de

génération des lignes de soudure et de l’incidence des paramètres procédé et moléculaires sur celui-ci. Par contre, beaucoup moins d’articles traitent de son influence sur l’aspect de la pièce.

Yokoi et al. [43] se sont intéressés à l’entaille

formée en surface au niveau de la ligne de soudure, et ont observé que l’angle de cette entaille (cf. figure 73) était directement lié à la variation de brillance observée au niveau de la ligne de soudure. Ils ont pu le vérifier sur plusieurs polymères (PS, PMMA, ABS, HIPS).

Si cet angle est supérieur à une valeur critique, la ligne de soudure n’est plus visible. De manière générale, les auteurs mentionnent que cet angle est plus important dans le cas d’une ligne de soudure frontale que dans celui d’une ligne de recollement. Les paramètres de transformation ne semblent que peu influer sur sa valeur.

Lorsque les deux fronts se rencontrent on a formation d’une surface excédentaire

sur les bords de la zone de contact. Cette surface va donc se plisser. Au fur et à

Fig. 51 : Définition de l’angle derencontre [43]

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M. Chailly

mesure que les deux fronts se recollent sur une surface plus grande, l’angle de rencontre diminue. D’une forme initiale en V, celui-ci va s’aplanir. Si la matière est refroidie assez lentement, il deviendra tellement proche de 180° que le défaut ne sera plus visible.

Hobbs [44] avait lui aussi étudié l’entaille et avait découvert que sa profondeur

augmentait si la température du moule était plus faible. Il avait par ailleurs noté que dans le cas d’un polymère semi-cristallin (PP), même si l’entaille n’était pas visible, les croissances cristallines présentait des morphologies différentes en surface au niveau de la ligne de soudure (zones transcristallines) et dans le reste de la pièce (croissance sphérolitique), ceci grâce à une observation en microscopie à lumière polarisée.

Piccarolo et al. [45] [46], et Titomanlio et al. [47] ont travaillé sur du polyamide 6.

Leurs résultats sur les lignes de soudure frontales montrent que leur taille diminue avec des températures d’injection et de moule élevées et une faible vitesse d’injection. Si la température du moule est élevée, ils observent d’ailleurs non plus une entaille mais une surépaisseur. Pour eux la ligne de soudure est due au retrait lors du refroidissement et la cristallisation de la pièce. A la fin de la phase d’injection la matière est en contact avec le moule. Or si le moule est rainurée, une section complète de la pièce est solidifiée en amont de la ligne de soudure, atténuant la possibilité de transmettre la pression appliquée lors de la phase de maintien au niveau de celle-ci. Donc le retrait est localement plus important car non compensé par ce maintien. Si les conditions thermiques le permettent, cette solidification « prématurée » de section peut se produire à la ligne de soudure d’où les surépaisseurs observées, puisque les zones adjacentes à la ligne de soudure auront un retrait plus important du fait d’une solidification moins rapide.

Cette hypothèse est surprenante du fait que en toute logique la matière est plus froide à la ligne de soudure que dans le reste de la pièce, donc on devrait généralement observer des entailles et non des surépaisseurs, cas le plus courant. De plus, les entailles apparaissent même sur des moules dont la surface est parfaitement lisse.

Piccarolo et Saiu [48] ont aussi étudié le cas du polystyrène. Pour un polymère

amorphe, le défaut est pour les auteurs lié à la qualité du remplissage de l’empreinte, qui est la plus mauvaise au niveau de la ligne de soudure. Les marques d’usinage sur la paroi du moule ne sont pas répliquées sur la surface du polymère à la ligne de soudure. On a donc eu figeage de la ligne de contact entre les deux fronts matière pendant la phase d’injection (avant le maintien) et avant que celle-ci ne vienne se plaquer à la paroi du moule. La largeur de la ligne de soudure dépend donc des paramètres procédé qui influent sur la vitesse en front de matière. La vitesse d’injection et la température moule jouent un rôle fondamental, ainsi que la température d’injection dans une moindre mesure. Par contre la phase de maintien

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n’a pas d’influence sur le défaut puisqu’à ce moment le défaut existe déjà. L’utilisation d’un polymère plus fluide atténuera aussi le défaut.

L’origine du défaut pourrait aussi être selon certains auteurs [42] [49] l’air emprisonné entre les deux fronts matière qui se rejoignent et la paroi du moule. Malguarnera [49] [50] avait observé l’influence fondamentale de la température du moule et de l’injection sur la tenue mécanique de la ligne de soudure, ce qu’il vérifia sur plusieurs polymères. Or ce résultat est difficilement compatible avec une genèse du défaut attribué à l’air, celui-ci pouvant toutefois amplifier le défaut.

Yoo et al.[51] ont eux étudié plus précisément l’influence de la température du

moule grâce à un système permettant de chauffer pendant un temps court la surface du moule jusqu’à 200°C. La brillance et l’aspect de surface ont été nettement améliorés au niveau de la ligne de soudure, et le défaut a pratiquement disparu pour le PMMA et le HIPS. Cela montre là encore l’influence de la température moule sur la sévérité de la ligne de soudure.

Fig. 52 : Variation de brillance d’une ligne de recollement de flux avec injection multi seuils[52]

Fig. 53 : Schématisation des flux secondaires le long des bords de l’écoulement [52]

Les problèmes de brillance ne se limitent pas toujours strictement à la ligne de

soudure. Ainsi Salamon et Donald [52] ont remarqué sur des pièces en ABS et PC/polyester des variations de brillance et de teinte de part et d’autre de la ligne de recollement de flux. L’évolution diffère suivant le polymère ABS (zone plus brillante que le reste de la pièce) et PC/polyester (zone plus mate). Un accroissement de la température d’injection et du diamètre des canaux d’alimentation du moule tout comme une diminution de la vitesse d’injection contribuent à atténuer le défaut. En étudiant la morphologie au front d’écoulement ces auteurs ont noté qu’il existait des flux secondaires plus rapides le long de la paroi du moule ou de la ligne de recollement de flux à cause du cisaillement plus important dans ces zones (cf. figures 52 et 53). Ce cas s’observe notamment pour une injection multi-seuils avec des seuils adjacents.

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M. Chailly

La présence de renforts peut modifier notablement la morphologie de la ligne de

soudure. Ainsi sur du PP chargé à 30% de fibres de verre, Debondue [35] a obtenu une ligne de soudure frontale sous la forme d’une surépaisseur de 0,04 à 1 mm sur une largeur de 1 à 2 mm selon les paramètres d’injection. Ceci est dû à un coefficient d’expansion thermique différent du reste de l’écoulement à cause de l’orientation particulière des fibres dans cette zone [38]. Dans le cas d’une ligne de recollement de flux, la ligne de soudure s’atténue puis disparaît au fur et à mesure que l’on s’éloigne des seuils d’injection adjacents si l’on emploie des polymères non chargés [35] [43]. Fisa [53] a toutefois noté que pour du PP chargé 40% fibres de verre, le défaut restait visible jusqu’au bout de l’empreinte. Les dimensions du défaut sont plus faibles que pour une ligne de soudure frontale.

Debondue [54] évoque pour la perte de propriétés mécaniques la concentration

locale de contraintes due à l’effet d’entaille et a observé son rôle prédominant dans le cas du PS.

Tjäder et al. [55] pensent aussi que cet effet est prépondérant devant les modifications locales de morphologie du PE, l’entaille provenant de l’air emprisonné à la ligne de soudure. Pour eux les changements de morphologie sont liés à une plus grande fluidité dans le reste de la cavité qu’à la ligne de soudure, et non responsable du défaut. Ainsi la cristallisation lente du PE a permis d’obtenir une morphologie quasi homogène à la ligne de soudure mais la perte de propriétés mécaniques est identique. Mais pour ce qui concerne l’aspect de surface, le défaut est d’autant plus visible que le PE a un haut poids moléculaire car plus la masse molaire du polymère augmente plus le temps de relaxation des chaines est long, et donc on fige plus d’orientation au niveau de la ligne de soudure. Ces auteurs définissent aussi une largeur d’interpénétration des deux fronts L (cf. figure 54). Celle-ci augmente si la polydispersité du matériau diminue, et elle crée une bande de matériau orientée de part et d’autre de la ligne de soudure.

Fig. 54 : Schéma de l’interface à la ligne de soudure et largeur d’interpénétration [55]

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Fig. 55 : Schématisation de l’interdiffusion des chaines [59]

D’autres auteurs[56] [57] [58] [59] s’accordent cependant à lier l’occurrence du

défaut à la capacité que les deux fronts ont de s’interpénétrer par interdiffusion des chaînes macromoléculaires (cf. figure 55). D’ailleurs Enikeev et al. [56] ont pu développer sur la base d’un modèle de diffusion ce concept qui montre une bonne corrélation avec leur résultats expérimentaux sur la tenue mécanique des matériaux. Kim et Han [57] ont émis l’hypothèse que si les chaînes macromoléculaires peuvent diffuser à travers l’interface sur une distance équivalente à un rayon de giration ou même sur une distance caractéristique d’un enchevêtrement, la pièce aura peu de pertes de propriétés mécaniques au niveau de la ligne de soudure. Kim et al. [58] ont d’ailleurs vérifié que le nombre de chaînes enchevêtrées au niveau de l’interface est faible via des expériences sur le PBT. Ils ont comparé leurs résultats à des simulations numériques basées sur le phénomène d’interdiffusion et ont obtenu des valeurs comparables.

Fig. 56 : Schéma de l’orientation moléculaire à la ligne de soudure [59]

Nguyen-Chung [50] et Kim et Suh [60] considèrent que l’entaille est due aux

couches superficielles de polymère. Au cœur de la pièce, le polymère reste à haute température plus longtemps donc on a une meilleure interdiffusion des chaînes le long de l’interface des deux fronts de matière et une plus grande relaxation des contraintes induites par l’écoulement. Près de la paroi du moule, le polymère est rapidement solidifié d’où on fige plus de contraintes et une faible interdiffusion des chaînes. L’effet fontaine produit effectivement une forte orientation moléculaire dans le sens de l’écoulement pour les zones situées loin de l’écoulement mais à la ligne de soudure on a une orientation perpendiculaire à la paroi du moule (cf. figure 56).

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M. Chailly

De plus à proximité de la paroi, les chaînes subissent le taux d’élongation le plus élevé juste à la fin de la phase de remplissage. En effet le débit d’injection reste sensiblement constant mais une fois que les deux fronts sont en contact le volume à remplir diminue rapidement, d’où une vitesse de la surface libre du front de matière qui s’accroît rapidement.

Nguyen [59] avance l’hypothèse que la relaxation des chaînes conduit à un retrait orienté différemment entre la ligne de soudure et le reste de la pièce, l’orientation perpendiculaire maximisant le retrait d’où la formation d’une entaille. Les pertes de charge au sein du polymère déjà partiellement solidifié rendent inefficace une augmentation du temps et ou de la pression de maintien, d’où le fait que ces paramètres ne jouent pas sur le défaut comme l’ont constaté la plupart des auteurs de publications sur ce sujet. Ce mécanisme explique notamment l’efficacité d’un chauffage local de la cavité dans l’atténuation du défaut, ainsi que celle de l’application de contraintes mécaniques pour augmenter et rendre plus diffuse l’aire de soudure (technologie push-pull). Cependant Nguyen considère que le remplissage incomplet de l’empreinte peut aussi générer une entaille, ceci pouvant être aggravé par l’emprisonnement d’air ou de contaminants entre la paroi du moule et l’union des deux fronts de matière en progression vers cette dernière.

Conclusions sur les lignes de soudure Ce défaut très courant en injection se distingue en plusieurs catégories selon

l’orientation relative des fronts de matière. Il constitue à la fois un point de faiblesse mécanique et un défaut visuel, les lignes de soudure frontales étant généralement plus marquées que les lignes de soudures adjacentes. Il dépend principalement de la température du moule, une hausse atténuant le défaut, et de la vitesse d’injection avec la aussi une évolution positive. La température d’injection joue un rôle mais moindre. La phase de maintien ne semble quant à elle n’influer que peu sur le défaut. De multiples causes ont été proposées dont les principales sont un emprisonnement d’air, une mauvaise interdiffusion des chaines à travers l’aire de soudure et/ou une orientation moléculaire en front de matière perpendiculaire à la paroi du moule, une concentration de contraintes du fait de la présence d’une entaille, une morphologie cristalline différente du reste de la pièce et enfin un remplissage incomplet de l’empreinte. Certains auteurs évoquent la possibilité que plusieurs de ces causes soient combinées. D’autres [42] [49] envisagent la possibilité d‘une migration d’additifs (colorant, stabilisant thermique) à la surface de l’écoulement, d’où une surconcentration locale le long de la ligne de soudure.

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Chapitre II : Conditions d’injection, influence des paramètres d’injection sur les lignes de soudure

Il ressort de l’étude bibliographique que les paramètres procédé ayant le plus d’influence sur la génération de lignes de soudure sont la température moule, la vitesse d’injection et la température matière. Nous étudierons donc le rôle de chacun dans le cas de nos trois matériaux afin de déterminer des conditions d’injection permettant d’obtenir le défaut. L’ensemble des essais d’injection sur le moule plaque a été mené sur une presse à injecter Billion Dixit II H470/200 avec une vis de 38 mm de diamètre.

II.1 Etude sur polymères retenus L’étude porte sur la réalisation d’une plaque de dimensions 100*150*2mm. Nous avons pour ce faire retenu différents niveaux pour ces divers paramètres dépendant des polymères et de la configuration des points d’injection. Nous souhaitons avoir de manière répétable des lignes de soudure visibles à l’œil nu (critère d’aspect), de dimensions réduites pour pouvoir permettre des mesures en microscopie optique et une position donnée de la ligne de soudure située à peu près à mi-distance des deux points d’injection. Cette position des lignes de soudure a été prévue notamment lors du dimensionnement des diamètres relatifs des deux canaux d’injection par le biais d’une étude préalable à la réalisation du moule sous Moldflow©. Ce sont ces éléments qui vont guider notre étude sur les paramètres de procédé afin de déterminer in fine un réglage unique pour un polymère quel que soit le traitement. L’ensemble de cette étude a été menée uniquement sur l’empreinte de moule plaque en acier poliglace. Les différents niveaux retenus pour chaque polymère sont indiqués sur les tableaux 22, 23 et 24.

T matière (buse) en °C

T moule en °C V injection (en mm/s)

230 40 30

245 65 50

260 80 70 Tab. 22 : Paramètres étudiés pour le SAN/ABS

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M. Chailly


T moule en °C V injection (en mm/s)

270 80 75 (N1) 295 110 150 (N2) 305 120 300 (N3) 310 135 315 320

Tab. 23 : Paramètres étudiés pour le PC


T moule en °C V injection

240 25 Profil V/2 (N1)

245 35 Profil V (N2)

255 45 Profil V*2 (N3)

270 Tab. 24 : Paramètres étudiés pour le PBT

Dans le tableau 24, le profil V se définit comme suit (exprimé en pourcentage du déplacement de vis) :

- 9 cm3/s pour 37,6% - 15 cm3/s entre 37,6 et 61% - 13.2 cm3/s entre 61 et 81% - 6 cm3/s entre 81 et 100%

Ce profil de vitesse est nécessaire à cause du type de point d’injection utilisé pour ce matériau (injection en sous marin). Chaque essai se déroule de la façon suivante : pour un jeu de paramètres procédé donné, une quinzaine de pièces est injectée pour stabiliser le procédé (mise en équilibre thermique du moule), puis une autre vingtaine de pièces est retenue pour observation visuelle. Le cas du SAN/ABS est particulier. En effet, il s’agit du mélange de deux polymères qui ont des viscosités qui peuvent être très différentes suivant la température d’injection (cf. Partie III.1.1). Ainsi, toutes les combinaisons de paramètres étudiées ont permis d’avoir des plaques remplies présentant des lignes de soudures. Mais l’homogénéité de la composition des plaques variait grandement avec ces facteurs. De plus un niveau élevé pour la vitesse d’injection, la température matière et la

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température du moule provoquait des bavures au niveau du plan de joint à cause de la trop grande fluidité des polymères. Il a donc été nécessaire de considérer la thermodépendance de la viscosité de chaque polymère ainsi que son comportement rhéofluidifiant propre pour que les deux viscosités soient proches. Cela se traduit par une hétérogénéité de teinte dans la plaque car l’ABS est opaque et le SAN transparent. A cause de ce problème d’homogénéité, il n’a pas été possible de distinguer l’influence des divers paramètres procédé sur l’occurrence de la ligne de soudure. Pour les deux autres polymères, les résultats obtenus sont présentés sur les tableaux 25 et 26. La pression de maintien appliquée est de 1500 bars pour le PC et 800 bars pour le PBT. La légende correspondante est celle-ci : - N1, N2 et N3 correspondent aux trois niveaux de vitesse d’injection donnés précédemment. - Non remplissage signifie que la pièce est incomplète. - « Ok » indique une plaque complètement remplie avec ligne de soudure visible LDS traduit ligne de soudure. - Retassures indique la présence de ce défaut. La pièce est complète mais le retrait induit des manques de matière. - X désigne une configuration de réglages qui n’a pas été étudiée.

Température matière (en °C)

Température moule

(en °C) 25 35 45

N1 Non

remplissage Non

remplissage Non

remplissage

N2 ok, LDS très

visible ok Ok

240

N3 ok ok Ok

N1 Non

remplissage Non

remplissage Non

remplissage N2 ok ok ok

245

N3 ok ok ok

N1 Non

remplissage Non

remplissage ok

N2 ok ok, LDS peu

visible ok 255

N3 ok ok, LDS peu

visible ok

N1 ok ok ok N2 ok ok ok 270 N3 ok ok ok

Tab. 25 : Résultats de l’impact des paramètres pour le PBT

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M. Chailly

Le PBT apparaît très sensible à la température d’injection et à la vitesse d’injection. La température du moule ne joue qu’un très faible rôle. Le polycarbonate a montré une grande dépendance aux paramètres procédé, en particulier la température de moule et la température matière. La vitesse d’injection n’a pas une grande influence. Il est à noter qu’un certain nombre de configurations intermédiaires n’a pas été étudié car le résultat pour celles-ci pouvait se déduire des autres.

Température matière (en °C)

Température moule

(en °C) 80 110 120 135

N1 Non

remplissage Non

remplissage Non

remplissage Non remplissage

N2 Non

remplissage Non

remplissage Non

remplissage Non remplissage 270

N3 Non

remplissage Non

remplissage Non


N1 Non

remplissage Non

remplissage Non


N2 Non

remplissage Non

remplissage Non

remplissage Non remplissage 295

N3 Non

remplissage Non

remplissage Non


N1 Non

remplissage Non

remplissage X Non remplissage

N2 Non

remplissage Non

remplissage X Non remplissage 305

N3 Non

remplissage Non

remplissage X Non remplissage

N1 X X X Non remplissage N2 X X X Retassures 310 N3 X X X Retassures N1 X X X Retassures N2 X X X Retassures 315 N3 X X X ok N1 ok Ok X Trop fluide N2 ok Ok X Trop fluide 320 N3 ok Ok X Trop fluide

Tab. 26 : Résultats de l’impact des paramètres pour le PC Il est clairement apparu que les lignes de soudure étaient nettement influencées par les paramètres d’injection. Ainsi l’homogénéité du mélange SAN/ABS, la dépendance aux températures d’injection et de moule pour le PC, et aux vitesse et température d’injection pour le PBT ont été clairement mises en évidence.

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II.2 Conditions d’injection La position des lignes de soudure va influer sur la morphologie de celles-ci. En effet comme évoqué par Debondue [35], il existe plusieurs types de ligne de soudure selon que les deux fronts de matières proviennent de deux sens opposés ou ont des directions colinéaires. Le cas intermédiaire est le plus fréquent à cause de la géométrie complexe des pièces. Nous avons adapté le type de point d’injection suivant les matières pour explorer un panel plus vaste de possibilités et dans le même temps se rapprocher des conditions de transformation industrielles. Le premier type de point d’injection utilisé a été une alimentation de type nappe utilisée dans le cas du mélange SAN/ABS (cf. Fig. 57.b) et du PC (uniquement dans le cadre de l’influence des paramètres procédés). Il se caractérise par un fort cisaillement au seuil, une perte de charge au seuil relativement importante, une rencontre rapide des flux de matière due à une longueur d’écoulement dans l’empreinte plus faible et un figeage rapide de la nappe limitant l’impact du maintien. Le second type est dit à injection directe (cf. Fig. 57.c) qui présente une section rectangulaire de 12 mm de largeur et ayant pour hauteur l’épaisseur de la plaque (1, 2 ou 6 mm selon les cas avec des hauteurs de seuil de 1, 2 et 4 mm respectivement). C’est le type de « point » d’injection couramment utilisé pour les verres ophtalmiques. Il sera notamment celui employé pour le PC dans le cadre de l’étude de l’influence des traitements. Il se caractérise par un faible cisaillement, peu de pertes de charge induites lors de l’écoulement et un temps de figeage de seuil long.

Le dernier cas de figure est l’alimentation en sous-marin qui est employée pour limiter les phénomènes de jetting ou jet libre. Si le flux de polymère, suite à un phénomène inertiel, continue sur sa lancée au lieu de se répandre dans l’empreinte, celui-ci peut se développer. Le polymère est projeté dans le moule sans rencontrer de résistance. Il forme donc un jonc qui serpente plus ou moins selon le déséquilibre du front de matière jusqu’à atteindre le fond de l’empreinte. Ensuite se développe un écoulement plus classique du fait que la progression du polymère dans le moule est ralentie par la présence de ce « serpentin ». Ceci génère un défaut très visible qui dégrade les propriétés mécaniques de la pièce. La solution consiste à « casser » le flux de matière au seuil, en le faisant changer brutalement de direction et en le faisant passer par un seuil de très petit diamètre (300 microns). Le schéma 58 détaille la conception de ce seuil qui a été celui utilisé pour le PBT. Outre la suppression d’un éventuel jet libre, il provoque un cisaillement très élevé au passage du seuil, des pertes de charges très élevées (et la nécessité d’appliquer un profil de vitesse d’injection pour assurer le remplissage de l’empreinte) et un figeage quasi instantané du seuil lors du maintien.

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M. Chailly

Fig. 57 : Position des différentes lignes de soudure selon le matériau et le type de point d’injection

Fig. 58 : Détail d’une injection sous marine (Vue en coupe)

a) Cas du PBT Trois points d’injection sous marins,dont deux adjacents (symbolisés par lesflèches) On observe deux lignes de soudure(symbolisées en noir) et deux lignessemblables à des retassures

b) Cas du SAN/ABS

Deux nappes d’injection à 90° avecrestriction d’épaisseur juste avant laplaque pour faciliter le décarottage. La ligne de soudure s’étend sur lalargeur de la plaque.

c) Cas du PC Deux seuils d’injection directs à90°. La ligne de soudure disparaîtlorsque les flux deviennentadjacents

Plaque

Canal d’injection

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Par rapport aux critères que nous nous étions fixés, il ressort que les paramètres les plus pertinents pour l’étude sont ceux indiqués sur le tableau 27.

Paramètres Procédés

T matière (en °C)

T moule (en°C)

Vinj

(en mm/s) P maintien (en bars)

temps refroidisssement

(en s)

PBT 255 35 17,8 1100 24

PC 305 130 25,7 950 60

SAN/ABS 235 60 26 1100 20

Tab. 27 : Paramètres procédé pour les plaques d’épaisseur 2 mm Il est à noter que le point d’injection peut fortement affecter le choix de ces paramètres procédé puisque pour le polycarbonate, si l’on utilise un seuil de type injection directe, nous obtenons les réglages donnés sur la figure précédente alors que pour un seuil de type nappe, les paramètres « optimaux » seraient les suivants :

- T matière=320°C - T moule=110°C - Vinj= 75 mm/S

Pour les autres épaisseurs de plaque (1 et 6 mm), un « balayage » rapide des paramètres procédés a confirmé les tendances évoquées précédemment. Pour les configurations étudiées dans ce cas, les valeurs des paramètres sont listées sur le tableau 28.

Paramètres Procédés

T matière (en °C)

T moule (en°C)

V inj

(en mm/s) P maintien (en bars)

temps de refroidissement

(en s)

PBT (1mm) 255 35 17,8 950 24

SAN/ABS (1mm)

250 60 30 1100 9

PC (6mm) 305 130 51,4 1300 90

Tab. 28 : Paramètres procédé pour les plaques d’épaisseur 1 et 6 mm

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M. Chailly

La position des lignes de soudure pour le choix de paramètres retenus est indiquée en figure 57. Elle est localisée pour un matériau donné de façon similaire dans le plan de la plaque quelle que soit l’épaisseur puisque les paramètres pour les épaisseurs 1 et 6 ont été choisis partiellement selon ce critère.

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Chapitre III : Injection sur moules traités Nous allons maintenant voir l’influence des traitements de surface de moule sur les plaques injectées avec les différents polymères. Tout d’abord nous présenterons les défauts d’aspect sur lesquels nous avons centré notre étude, à savoir les lignes de soudure et les marques d’écoulement, et par quels moyens nous avons étudié le rôle de ces dépôts et caractérisé ces défauts. Puis nous regarderons quels sont les résultats obtenus.

III.1 Défauts et méthode de caractérisations Au cours de nos essais avec les polymères retenus, nous avons rencontré deux types de défauts d’aspect liés à l’écoulement. Ainsi nous avons eu des lignes de soudure avec l’ensemble des polymères, ce qui a d’ailleurs constitué le critère de choix des paramètres procédé utilisés pour cette étude. Dans le cas du PBT, nous avons pu remarquer l’existence de deux types de lignes de soudure. D’une part des lignes de soudure fines telles qu’elles sont couramment observées et d’autre part des lignes de soudure larges qui ressemblent plutôt à des retassures visibles en surface. Un autre défaut est apparu dans le cadre de l’étude des paramètres procédés, et ceci uniquement pour le PBT, les marques d’écoulement. La première manière d’analyser l’impact des revêtements est bien entendu l’observation des pressions et températures de surfaces de moule induites par la présence de ces derniers. C’est pourquoi nous avons placé quatre capteurs de pression et de température Kistler© 6190A aux quatre extrémités de la plaque, deux au niveau des seuils d’injection et deux autres sur les bords opposés comme indiqué sur la figure 59.

Fig. 59 : Position des capteurs. Les seuils d’injection sont symbolisés par les flèches.

3

1 4

2

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M. Chailly

L’ensemble des caractérisations des défauts a été effectué par microscopie optique en transmission sur un microscope Reichert Zetopan. Nous allons présenter brièvement les différentes configurations utilisées, en détaillant plus spécifiquement la microscopie interférentielle. Les techniques employées sont les suivantes :

- Eclairage à fond clair - Eclairage à fond noir ou strioscopie - Eclairage en lumière polarisée droite - Contraste interférentiel

Pour les trois premiers modes, les échantillons sont des coupes effectuées au niveau des lignes de soudure comme indiqué sur la figure 89. Il s’agit de coupes microtomes de 3 µm d’épaisseur, ce qui permet d’avoir des échantillons rendus transparents et observables en transmission. En interférométrie différentielle, nous caractériserons directement l’évolution des dimensions des lignes de soudure sur les plaques injectées.

Fig. 60 : Position des coupes effectuées sur les échantillons pour le PBT, le SAN/ABS et le PC

respectivement. L’éclairage à fond clair constitue le mode le plus classique en microscopie pour lequel l’objet que l’on souhaite étudier est directement illuminé. L’éclairage à fond noir consiste à ne pas observer directement la lumière transmise par l’échantillon mais à voir celle qui est diffractée par l’objet. Ce dernier apparaît donc (relativement) clair sur un fond uniformément sombre. L’éclairage en lumière polarisée permet de mettre en évidence la biréfringence des matériaux. Le microscope optique est muni d’un polariseur et d’un analyseur tournants, qui sont des filtres polarisants. Les rayons lumineux se propagent dans le milieu qui présente des variations locales d’indice de réfraction en fonction de la polarisation, dans notre cas sous l’effet d’orientations préférentielles de chaînes de polymère. Nous observons le changement de polarisation des rayons, d’une polarisation linéaire à une polarisation elliptique, Cette variation dépendant de la longueur d’onde, on l’observe sous forme de nuances de couleurs.

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Microscopie interférentielle

L’interférométrie est apparue avec Young et Fresnel. En groupe les photons sont porteurs d’une onde électromagnétique dont la longueur est comprise entre 0,4 et 0,75 microns. Si on accède à la phase de cette onde, on peut sonder des objets de la taille caractéristique de cette dernière. La lumière se déplaçant à 3.108m/s, une longueur d’onde de 0,5 microns a une fréquence de 3.108/5.10-7=6.10^14Hz ce qui est inaccessible à tout les moyens connus d’investigation. C’est précisément l’interférométrie qui nous permet d’accéder à cette information. Dans le domaine réel, la lumière est une variation sinusoïdale d’un champ électrique qui induit un champ magnétique dans le plan orthogonal en opposition de phase dans le vide et inversement. Cependant l’œil n’est sensible qu’à la puissance du signal électrique, soit un sinus carré moyenné sur le temps d’observation, c’est à dire une constante. En revanche des photons de même longueur d’onde vont interagir (interférer) :

sin( )2

ix ixe exi

−−=

)sin()sin(2222

2)sin()sin( )()()()()()()()( ϕϕ ϕϕϕϕ −=−+−=−+−=++ −−+−+− xtieeee

ieeeextxt iiixtixtixtixtixtixt

On voit que si deux ondes déphasées se superposent, une composante constante apparaît, elle ne se moyenne pas avec le temps. Ceci n’a de sens que si les photons ont une différence de phase constante entre eux. La phase d’un photon est déterminée au moment de son émission par les conditions physiques de son environnement. Les meilleures chances d’obtenir des photons dont la phase est identique est donc de prendre des photons émis presque en même temps dans les mêmes conditions. Pour cela, on divise en deux le faisceau d’une même source la plus ponctuelle possible, puis on les superpose après leur avoir fait prendre un chemin plus ou moins long à l’échelle de la longueur d’onde. Le déphasage temporel est alors constant en fonction du temps et apparaît à l’œil ou à d’autre détecteurs. Pour obtenir cet effet Young place deux fentes devant une source et le déphasage dépend alors de la position du point considéré sur l’axe de séparation des fentes.

Fig. 61 : Schéma de principe des fentes d’Young

λλϕ 2222 ))21(2/1())21(2/1(' DSSlDSSlxx +−−−+−+=−=

)(sin1))sin()sin(2( 22 ϕϕ −=−=∫ dtxtI

Michelson, lui, sépare une source avec une lame semi-réfléchissante :

- 89 -

M. Chailly

Fig. 62 : Schéma de l’interféromètre de Michelson Au centre de l’écran E on a la relation suivante :

2(( 1) ( 2))SR M SR Mϕλ

− − −= à l’épaisseur de SR près

Avec des faisceaux parallèles, cette relation est valable sur toute la surface de l’écran, c’est Michelson sous incidence normale. Si M1 et M2 ne sont pas

strictement perpendiculaires, le déphasage dépend de L.sin(α) avec α l’écart à la perpendicularité et L la distance au centre du miroir dans le plan du miroir, on obtient alors des franges régulières en lumière monochromatique et des franges amorties par le mélange des couleurs en lumière blanche puisque la phase dépend de la longueur d’onde, c’est la méthode du coin d’air. Jusqu’ici, ces instruments nous donne surtout des informations sur la lumière, mais si M1 ou M2 n’est pas parfaitement plan à l’échelle de la longueur d’onde, alors l’intensité à λ donné vaut : I= 1-sin²(2h/λ) avec h l’écart à la planéité si la distance moyenne des deux miroir à l’écran est identique. Cette méthode permet d’estimer des déformations nanométriques sur des surfaces métriques. Miniaturisé et intégré dans un objectif, un interféromètre de Michelson autorise l’observation de rugosité de taille micrométrique en surface et nanométrique en relief. Nous utilisons dans le cadre de notre étude un montage de type Mireau à coin d’air pour lequel les variations de dimensions sont données par la déformation des franges (cf. Fig.63).

Fig. 63 : Rugosité de surface (à gauche) et interférogramme correspondant (à droite) simulé sous MATLAB

- 90 -


L’espace entre deux lignes consécutives relatif au déphasage mesuré vaut 2λ d’après

l’expression de ϕ soit ici 287,5 nm. En mesurant la déformée induite par la ligne de soudure et en la reliant à l’espacement entre les franges nous obtenons la profondeur apparente de la ligne de soudure. Un exemple de visualisation de cette technique est donné sur la figure 64.

Fig. 64 : Ligne de soudure dans le cas du PBT avec le dépôt CrN

Nous obtenons en outre par ce biais l’intégralité du profil de la ligne de soudure, la largeur notamment étant donnée par le grossissement du microscope (grandissement 20 pour les images en interférométrie). De manière plus générale, pour l’ensemble des images obtenues en microscopie optique, la résolution latérale des images a été obtenue en suivant cette procédure :

- On prend une image à un grossissement donné d’une mire ou règle graduée en microscopie à transmission à fond clair.

- Les graduations (d’espacement connu) ont une fréquence caractéristique sur l’image, fréquence que l’on extrait du spectre de puissance de la transformée de Fourier de l’image

- On relie ainsi la distance entre deux graduations et cette fréquence, d’où l’obtention de l’échantillonnage de l’image.

Cette procédure est répétée pour l’ensemble des grandissements. L’avantage de cette méthode est d’obtenir une échelle de mesure plus précise que la simple corrélation entre l’image de la règle graduée à un grossissement donné et les dimensions mesurées sur une image au même grossissement.

- 91 -

M. Chailly

III.2 Résultats Nous allons maintenant examiner les résultats des analyses pour les deux types de défaut étudiés, à savoir les lignes de soudure et les marques d’écoulement, avec une étude beaucoup plus exhaustive sur la question des lignes de soudure. Ces résultats portent sur les configurations suivantes : plaque 2mm :

polymères : SAN/ABS, PC et PBT surfaces de moule : Acier poliglace (PG), CrN, TiN et DLC

plaque 1mm : polymères : SAN/ABS et PBT surfaces de moule : Acier poliglace (PG), CrN, TiN

plaque 6mm : polymères : PC surfaces de moule : Acier poliglace (PG), CrN, TiN

Mais auparavant nous allons nous concentrer sur l’impact éventuel de la présence d’un dépôt sur les pressions et températures mesurées dans l’empreinte.

III.2.1 Pression et température Les températures mesurées lors des cycles d’injection qui sont données par la suite sont des courbes moyennes au cours du temps des valeurs obtenues sur 30 cycles après stabilisation thermique du moule. Pour assurer cette stabilisation, nous mesurons pour chaque configuration polymère/ surface de moule, la valeur moyenne de la température sur la première seconde du cycle au niveau de chaque capteur. Lorsque l’ensemble de ces mesures est stable, on procède à l’acquisition des données pression et température. Nous allons concentrer nos observations sur les capteurs 1 et 3 pour les températures. Ceux-ci étant situés à l’opposé des points d’injection, c’est en ces points que l’impact des revêtements sera le plus sensible, par effet cumulatif d’une éventuelle différence de comportement thermique associé au dépôt.

- 92 -


Comme nous l’indiquent les figures 65, 66 et 67, les différences de températures entre surfaces mesurées en surface de moule sont faibles à cause de la faible épaisseur des revêtements. Une différence de température est toutefois observable en fin de remplissage et passage en maintien. Ensuite lors du refroidissement, tout se passe comme si le revêtement était invisible d’un point de vue thermique. Nous pouvons aussi remarquer que cette influence thermique dépend du polymère considéré. Ainsi, si pour le SAN/ABS et le PBT, la présence d’un dépôt tend à donner des pics de température plus élevés, elle tend à les réduire pour le PC.

50

52

54

56

58

60

62

64

0 10 20 30

temps (en s)

tem

péra

ture

(en

°C)

PGCrNTiN

Fig. 65 : Evolution de la température de surface du moule au cours du cycle dans le cas du SAN/ABS 1mm. Capteur 1

737577798183858789

0 20 40 60temps (en s)

tem

péra

ture

(en

°C)

PGDLCCrNTiN

Fig. 66 : Evolution de la température de surface du moule au cours du cycle dans le cas du PC 2mm. Capteur 1

- 93 -

M. Chailly

3739

41434547

4951

0 10 20 30 40

temps (en s)

tem

péra

ture

(en

°C)

PGDLCCrNTiN

Fig. 67 : Evolution de la température de surface du moule au cours du cycle dans le cas du PBT 2mm. Capteur 3 Les variations observées sont de l’ordre du degré mais ont lieu lorsque le contact moule polymère est le plus intime sous l’effet de la pression de maintien, et peuvent à ce titre avoir un rôle important dans le refroidissement de la pièce, comme nous le verrons dans l’étude des lignes de soudure. Une autre information apportée par ces données est que via la température, on n’observe pas de glissement à l’interface moule/polymère dû au dépôt car le temps traduisant l’arrivée de la matière au niveau du capteur est identique pour tous les revêtements. Cependant, les thermocouples sont peu sensibles à ce genre d’évènement à cause de leur temps de réaction. Intéressons nous maintenant aux pressions mesurées. Nous pouvons aisément remarquer que le traitement de surface a une influence très importante au niveau de la pression dans l’empreinte (cf. Fig. 68 et 69). Nous pouvons aisément voir que la présence d’un revêtement modifie nettement la pression mesurée dans l’empreinte en fin de remplissage dans le cas du SAN/ABS et du PBT en épaisseur 2mm. Le même constat s’observe d’ailleurs les trois polymères et cela quelle que soit l’épaisseur considérée. Il ressort tout d’abord de ces données que le dépôt pourrait induire un glissement à la paroi dans nos conditions d’injection, car les profils de pression lors du cycle varient nettement suivant la surface de moule, ce que n’indiquait pas les thermocouples. L’existence d’un glissement à la paroi n’a pas étudiée dans le cadre de ce travail, car une autre thèse associée au projet MASTHER et conduite par l’Ecole des Mines de Douai portait plus spécifiquement sur cet aspect du rôle des traitements de surface.

- 94 -


De plus, des écarts aussi importants de pression traduisent nécessairement des conditions de contact différentes au cours du cycle en fonction de la surface de moule ou des croissances de gaine solide qui varient.

0

50

100

150

200

0 10 20 30temps (en s)

pres

sion

(en

bar)

TiN

DLC

CrN

Fig. 68: Evolution de la pression dans l’empreinte au cours du cycle dans le cas du SAN/ABS 2mm.

Capteur 1

0

50

100

150

200

250

300

350

0 10 20 30 40temps (en s)

pres

sion

(en

bar) TiN

DLC

CrN

PG

Fig. 69 : Evolution de la pression dans l’empreinte au cours du cycle dans le cas du PBT 2mm.

Capteur 1

Le traitement de surface a donc un impact clair, mais ces données seules ne sauraient permettre des conclusions plus avancées que celles citées précédemment. C’est pourquoi l’étude de la morphologie des lignes de soudure qui suit permet entre autre d’apporter des éclaircissements sur ce rôle au niveau de l’écoulement.

III.2.2 Lignes de soudure Les lignes de soudure sont le principal défaut qui a été étudié. Nous avons ainsi mesuré leurs dimensions grâce à l’interférométrie de franges et la microscopie optique en transmission.

- 95 -

M. Chailly

Le profil d’une ligne de soudure est schématisé sur la figure 70. La présence du bourrelet indiqué sur le schéma n’est pas systématique et sa largeur propre peut s’étendre sur des distances supérieures de plusieurs ordres de grandeur à celle de la ligne de soudure proprement dite. Nous nous concentrerons dans l’étude sur les aspects largeur et profondeur de la ligne de soudure.

Fig. 70 : Profil et dimensions de la ligne de soudure

Sur la figure 71 est indiquée l’évolution des dimensions de la ligne de soudure suivant une distance dite normalisée, c'est-à-dire le long de celle-ci en partant du bord de la plaque près des points d’injection jusqu’à la disparition de celle-ci. Ces mesures sont réalisées sur la face en contact avec la partie fixe du moule.

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

0 0,5 1Distance normalisée

Larg

eur (

en m

icro

ns)

PSCrNTiNDLC

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20


Pro

fond

eur (

en m

icro

ns)

PGCrNTiNDLC

SAN/ABS

020406080

100120140160180

0 0,5 1

Distance normalisée

Larg

eur (

en m

icro

ns)

PGCrNTiNDLC

02468

101214161820

0 0,5 1

Distance normalisée

Prof

onde

ur (e

n m

icro

ns)

PGCrNTiNDLC

PC

Largeur Hauteur bourrelet

Profondeur

- 96 -


020406080

100120140160180


Larg

eur (

en m

icro

ns)

PG

CrN

TiN

DLC

00,10,20,30,40,50,60,70,8


Pro

fond

eur (

en m

icro

ns)

PG

CrN

TiN

DLC

PBT

Fig. 71 : Largeur et profondeur dans le cas de plaques (ép. 2mm) Il apparaît, ici pour le SAN/ABS, que ces dimensions varient notablement selon la position considérée et qu’il n’existe pas de différences objectives qui permettraient de montrer un comportement spécifique à une surface. Les valeurs moyennes sont indiquées dans le tableau 29 et dans le cas le cas du PBT correspondent aux valeurs pour la ligne de soudure qui s’est formée entre les deux points d’injection adjacents situés sur le même côté de la plaque. La précision sur les mesures est de 1 µm pour la largeur et de 6 nm pour les hauteurs et profondeurs. Nous avons vu la grande variabilité de ces mesures. Cependant il ressort qu’il existe, quel que soit le polymère et la surface considérés, peu de différences sur les largeurs des lignes de soudure Polymère Substrat Dimensions PG DLC CrN TiN

PBT Largeur (en

µm) 55,6 55,7 59,7 62,3

Profondeur (en nm)

398 155 352 185

Hauteur bourrelet (en

nm)

65 62 63 61

Largeur (en µm) 120,3 135,3 105,9 127

Profondeur (en µm)

10,36 5,89 8,47 7,65 SAN/ABS


nm) 259 213 182 231

Largeur (en µm)

72,2 103,2 103,7 100,4

Profondeur (en µm)

5,75 4,46 4,33 3,76 PC


nm) 87 122 111 133

Tab. 29 : Largeur et profondeur des lignes de soudure données par interférométrie (plaques d’épaisseur 2 mm)

- 97 -

M. Chailly

De même, les variations de hauteur de bourrelet suivant la surface sont faibles (2,7% pour le PBT, 14,7% pour le SAN/ABS et 17,4% pour le PC, écart type par rapport à la valeur moyenne pour chaque polymère). Les profondeurs de lignes de soudure semblent plus affectées par la présence d’un dépôt en surface du moule.

- 18,4% pour le PC - 22,9% pour le SAN/ABS - 44,2% pour le PBT

En outre, l’action du revêtement semble dépendre du polymère. Ainsi, si l’acier poliglace présente toujours les profondeurs les plus importantes, le TiN qui réduit notablement cette grandeur pour le PBT et le PC semble avoir une influence moins marquée pour le SAN/ABS. Pour aller plus loin dans l’analyse, nous avons poursuivi nos observations sur des coupes microtomes à travers l’épaisseur de la plaque. Nous avons ainsi eu accès à la morphologie des lignes de soudure. Dans le cas du PC, la ligne de soudure est observable uniquement en surface (cf. Fig. 72). Nous pouvons voir que la ligne de soudure a bien en surface la forme de V évoquée par Yokoi [43], par contre celle-ci se prolonge dans l’épaisseur, les deux fronts s’étant rejoints dans la couche juste sous la couche de peau mais pas recollés, ce qui explique la différence entre les valeurs mesurées par interférométrie et celles obtenues sur les coupes. La ligne ainsi créée est généralement perpendiculaire à la surface du moule, traduisant un figeage de celle-ci à l’instant du contact.

Fig. 72 : Ligne de soudure pour le cas PC/TiN (microscopie optique en lumière polarisée-grossissement

40)

- 98 -


Dans le cas du SAN/ABS (cf. Fig. 73), la même forme est visible mais apparaissent en outre au sein de la couche des effets d’orientation dus à l’écoulement du polymère. La ligne de soudure est là aussi perpendiculaire à la surface. De plus, il ressort que la couche de peau est figée instantanément au contact contrairement à la zone où apparaissent les effets d’écoulement. Enfin, la ligne de soudure se prolonge par une zone où l’interpénétration des fronts de matière n’est pas complète.

Fig. 73 : Ligne de soudure pour le cas SAN/ABS avec le TiN (microscopie optique -grossissement 40 et

schéma correspondant) Les résultats globaux pour les deux polymères amorphes sont résumés dans les tableaux 30 et 31. Il faut noter que pour le PC, pour des plaques d’épaisseur 6 mm, seules les mesures concernant la face de la plaque en contact avec la partie fixe du moule ont été réalisées, consécutivement à l’impossibilité de réaliser des coupes microtomes de grande largeur sur un matériau aussi rigide.

Surface Largeur côté fixe

Profondeur côté fixe

Largeur côté mobile

Profondeur côté mobile

Moyenne largeur

Moyenne Profondeur

PG (2mm) 9,9 53,9 8 35,5 8,95 44,7 DLC (2mm) 10,3 18,5 11 9,9 10,65 14,2 CrN (2mm) 4,7 21,1 5,2 6,8 4,95 13,95 TiN (2mm) 12,8 52,7 7,5 28,8 10,15 40,75 PG (1mm) 6 42,8 4,8 19,3 5,4 31,05 CrN (1mm) 6,5 51,5 6,3 47,1 6,4 49,3 TiN (1mm) 6 31,2 5,8 11 5,9 21,1

Tab. 30 : Ligne de soudure pour le SAN/ABS. Microscopie optique (valeurs en microns)

- 99 -

M. Chailly

Surface Largeur côté fixe


Largeur côté mobile

Profondeur côté mobile

Moyenne largeur

Moyenne profondeur

PG (2mm) 7,4 17 8,1 12 7,8 15 DLC (2mm) 1,7 12 1,6 5,8 1,7 9,1 CrN (2mm) 3,8 9,3 3,6 6,6 3,7 6,5 TiN (2mm) 8 10 5,3 7,1 6,7 8,6 PG (6mm) 5,5 20 CrN (6mm) 3,3 14 TiN (6mm) 2,7 12

Fig. 31 : Ligne de soudure pour le PC. Microscopie optique (valeurs en microns)

La première évidence est que la ligne de soudure est dissymétrique, celle-ci étant systématiquement plus profonde côté fixe que côté mobile. De plus, les traitements de surface ont un impact important sur cette grandeur, particulièrement dans le cas du SAN/ABS. Le DLC et le CrN semblent dans ce cas diminuer la taille du défaut, tout du moins pour des plaques d’épaisseur 2 mm. Par contre, en prenant en compte des plaques plus fines, le CrN paraît au contraire accentuer le défaut par rapport à l’acier poliglace. Pour le PC, l’ensemble des revêtements atténuent le défaut quelle que soit l’épaisseur considérée. Pour le PBT la morphologie induite par la rencontre des fronts est beaucoup plus complexe et s’étend sur toute l’épaisseur de la pièce, l’interpénétration n’étant jamais achevée, suite à une faible température d’injection. Les plaques en PBT présentaient un défaut particulier qui consistait en la présence de lignes de soudure larges à proximités des lignes générées en surface, à quelques millimètres de distance et présentant un aspect de retassures. Sur les coupes (cf. Fig. 74), nous avons pu constater que ces retassures correspondent à la zone dite de retournement de flux, c'est-à-dire, la région dans laquelle au centre de la pièce l’extrémité d’un des fronts de matière pénètre dans l’autre sous l’effet de l’écoulement. A cet endroit les chaînes de polymères du front de matière 2 sont étirées perpendiculairement à la surface du moule lors du remplissage et leur relaxation du fait de cette orientation lors du refroidissement provoque un retrait local plus important dans la direction de l’épaisseur, d’où l’apparition du défaut.

- 100 -


Fig. 74 : Limite entre les deux fronts de matière dans l’épaisseur (plaque 2 mm en PBT).

Ce phénomène se produisant dans l’épaisseur, le dépôt n’a pas d’influence directe sur celui-ci. Si nous revenons maintenant au défaut « superficiel » de la ligne de soudure, les images obtenues en lumière polarisée montrent une forte orientation dans la sous-couche de la ligne de soudure (cf. Fig. 75).

Fig. 75 : Morphologie de la ligne de soudure de part et d’autre de la pièce (plaque PBT de 2 mm pour

un dépôt CrN). Les flèches indiquent la position de la ligne de soudure

1 2

Zone de pénétration de flux

- 101 -

M. Chailly

Fig. 76 : Morphologie de la ligne de soudure (Grossissement 40- plaque PBT pour un dépôt DLC).

L’orientation de l’interface entre les fronts de matière est particulièrement perturbée à proximité de la surface, comme l’indique la figure 76. De ces fortes orientations et de la non interpénétration des fronts résulte la ligne de soudure. L’existence de cette interface a permis, d’évaluer la gaine solide initiale, gaine de polymère solide formée instantanément au contact de la paroi du moule. Elle est indiquée sur les images par l’épaisseur de plaque située entre la surface et la position où cette interface est influencée par l’écoulement et perd donc sa perpendicularité à la paroi du moule. Les résultats de ces mesures sont donnés sur le tableau 32.

Surface Largeur

côté fixe


Largeur côté

mobile

Profondeur côté

mobile

Gaine solide initiale (côté fixe)

Gaine solide initiale (côté

mobile)

Largeur moyenne

Profondeur moyenne

Gaine solide

moyenne

PG 6,4 10 10,9 26,3 106,3 91,8 8,65 18,15 99,05 DLC 1,1 1,3 1 1,4 21,4 15,3 1,05 1,35 18,35 CrN 3,1 4 3,3 5,5 61,6 46,2 3,2 4,75 53,9 TiN 4,1 27,7 13 16,1 34,4 32,3 8,55 21,9 33,35 Tab. 32 : Ligne de soudure pour le PBT (ép. 2mm). Microscopie optique (valeurs en microns)

Là encore, les dépôts ont un impact important sur la taille de ligne de soudure et encore plus sur cette épaisseur de gaine solide initiale. Le DLC et dans une moindre mesure le CRN engendrent des lignes de soudure plus petites (moins profondes, moins larges), alors que l’acier poliglace et le TiN donnent sensiblement les mêmes effets sur le défaut.

- 102 -


Par contre sur la gaine solide, qui est directement dépendante des conditions thermiques lors du contact polymère/moule, le TiN diminue son épaisseur. De manière générale, les dépôts réduisent l’épaisseur de cette gaine solide, d’un facteur 2 à 5 selon les cas. Malgré leur très faible épaisseur, l’impact de ceux-ci est donc assez considérable au niveau de la surface de la pièce polymère. Si nous relions ces épaisseurs de gaine solide initiale aux conductivités thermiques des dépôts indiquées sur le tableau 33, nous pouvons noter que cette caractéristique ne permet pas d’expliquer complètement les résultats. Revêtements PG DLC CrN TiN Conductivité thermique (en

W/m.K) 20±5 2 15±5 25±5

Tab. 33 : Conductivité thermique mesurées par photoréflectance (Données LAMCOS-ESPCI) Ceci peut s’expliquer en prenant en compte le fait que le transfert thermique à l’interface moule/polymère est affecté, outre la conductivité du dépôt, par sa rugosité et l’adhésion du polymère fondu sur la paroi. L’ensemble de ces facteurs jouent sur la résistance thermique de contact qui traduit l’efficacité du transfert thermique à la paroi du moule. Pour expliciter ces résultats, nous allons par la suite à l’aide d’un modèle thermomécanique essayer de comprendre comment des revêtements fins peuvent participer aussi nettement à la croissance de la gaine solide initiale. Enfin, dans nos conclusions, nous évoquerons une hypothèse expliquant les résultats précédents parfois contradictoires à première vue.

III.2.3 Marque d’écoulement Le défaut de marque d’écoulement est spécifique au PBT, et n’a été observé que pour des températures d’injection faibles (245°C) et des températures de moule faibles (35°C). Il se traduit par une succession de motifs répétitifs qui sont perpendiculaires aux directions principales d’écoulement (cf. Fig. 77). D’un point de vue visuel, son aspect est très semblable aux lignes de niveaux observables en cartographie. Il constitue une altération de la topographie de surface de la pièce par la création d’une surépaisseur locale présentant une bordure lisse d’un coté et une autre beaucoup plus irrégulière de l’autre (cf. Fig. 77 et 78). La « bordure lisse » correspond au sens de l’écoulement.

- 103 -

M. Chailly

Fig. 77 : Défaut d’écoulement vu à différents grossissement en microscopie optique (Grossissement 5 à gauche et 100 à droite). Le sens de l’écoulement est symbolisé par la flèche rouge.

Fig. 78 : Défaut d’écoulement grossissement 100 à gauche. Le sens de l’écoulement est symbolisé par la flèche rouge. A droite schéma indiquant l’ordre de grandeur des dimensions du défaut dans le cas du

chrome L’étude au microscope électronique à balayage a permis de dimensionner la largeur de ces marques, et d’observer que la topographie au niveau du plateau n’est pas complètement régulière (cf. fig. 79 et 80). Les marques observées sont semblables à celles observées en tribologie lorsque l’on observe la surface d’une pièce polymère qui a subi un frottement. La zone de peau de la pièce semble ainsi être soumise à des zones locales de frottement lors de l’injection (phase de remplissage et/ou maintien).

L

H

H de 1 à 3 µm L de 50 à 100 µm

- 104 -


Fig. 79 : Défaut d’écoulement (grossissement 180) observé au MEB

Fig. 80 : Défaut d’écoulement (grossissement 900) observé au MEB

Ce défaut présente la particularité d’être grandement influencé par la surface du moule. Ainsi, si ce défaut est parfaitement visible dans le cas de l’acier poliglace, du chrome et du nitrure de chrome, il tend à disparaître pour les dépôts TiN et DLC. De plus une surface de moule plus rugueuse supprime elle aussi le défaut. Ainsi avec une surface d’acier brut d’usinage (qui ne présente plus d’aspect poli), le défaut n’est plus du tout observable.

- 105 -

M. Chailly

On peut classer les traitements en termes de visibilité du défaut, du plus visble au moins visible. Brut d’érosion < TiN < DLC < CrN, Poliglace < Cr Ce défaut est donc lié aux paramètres procédés (température d’injection et de moule), à la nature de la surface de moule et au caractère semi-cristallin du PBT. L’impact du dépôt peut être lié à un changement des conditions de contact (thermiques, adhésives et/ou tribologiques). L’étude s’étant concentrée sur les lignes de soudure, nous n’avons pas mené plus avant nos investigations sur ce défaut.

- 106 -


Chapitre IV : Modélisation thermomécanique Pour mieux comprendre les effets thermiques des revêtements, et cette notion ce croissance de gaine solide telle qu’elle est apparue dans l’étude sur les lignes de soudure, nous avons travaillé sur deux modèles : un modèle de thermique instationnaire tricouches et un modèle de croissance de gaine solide.

IV.1 Modèles et bibliographie Modèle de contact thermique instationnaire [61] [62] Le modèle consiste à traiter de l’évolution de la température à l’interface entre plusieurs milieux d’épaisseur finie étant initialement à des températures différentes, dans l’hypothèse d’un contact parfait sans résistance thermique de contact. Pour une question de clarté, le développement portera sur le cas deux couches et sera appliqué au cas tricouches pour notre simulation. Deux matériaux d’épaisseur e1 et e2 et ayant des températures initiales T1i(x) et T2i(x) sont mis en contact à t=0. Nous suivons l’évolution du champ de température Tj(x,t). Pour x= e1 et x=e2, les conditions aux limites sont les suivantes :

11( , ) 0T e t

x∂

=∂

et 2 1( , ) 0T e t =

L’équation de la chaleur instationnaire est vérifiée dans chaque couche 2 2

2 2( , ) ( , ) ( , )j j j jj

j pj

T k T Tx t x t

t C x xα

ρ∂ ∂ ∂

= =∂ ∂ ∂

x t

où kj est la conductivité thermique (en W/m.K), ρj est la masse volumique (en kg/m3), Cpj est la capacité calorifique massique (en J/kg.K) et αj est la diffusivité du milieu (en m²/s). A l’interface (x=0) on a continuité de la température et du flux de chaleur ce qui se traduit par :

1 2(0, ) (0, )T t T t= et 2 22 1(0, ) (0, )T Tk t k

t tt∂ ∂

=∂ ∂

On peut écrire le champ de température sous la forme de deux variables indépendantes.

( , ) ( ). ( )j jT x t X x Y t= j L’équation de la chaleur nous donne alors les solutions suivantes :

- 107 -

M. Chailly

( ) cos( ) sin( )j j j jX x A x B xjβ β= + et 2

( ) j j tjY t e α β−=

La condition à l’interface et les conditions aux limites nous donnent alors

12

2

α1β β

α= (condition à l’interface)

1A A= 2 et 1 1 1 2 2 2k B k Bβ β= (conditions aux limites) La solution du système linéaire ainsi est non nulle uniquement si le déterminant du système est nul soit :

2 21 1 1

1 11

2 2

tan( ). tan( ) 0e kek

β βα αα α

+ =

Cette équation transcendentale possède une infinité de racines positives croissantes 1kβ qu’il faut trouver numériquement.

La solution générale est alors une série : 2

1( , ) ( ) exp( )

kk k k

j j j jk

T x t C X x tα β=∞

=

= −∑ j

Cette série vérifie à t=0

1Par la propriété de quasi-orthogonalité des fonctions X

( ) ( )k

k kji j j

kT x C X x

=∞

=

= ∑

j(x) démontrée par Witte [62], on obtient :

1 2

1 2

1 21 1 2 2

1 20 0

2 21 21 2

1 20 0

( ). ( ). ( ). ( ).

( ). ( ).

e ek k

i ikj e e

k k

k kT x X x dx T x X x dxC

k kX x dx X x dx

α α

α α

+=

+

∫ ∫

∫ ∫

Par souci de commodité, pour les calculs, nous adimensionnaliserons le système avec les variables suivantes:

moule

inj moule

T TT T

θ −=

−

1.x e y= et . 'reft t t=tref étant le temps de Fourier caractéristique de la conduction de la chaleur dans le

milieu 2 et valant 21

1

eα

Les équations de la chaleur deviennent alors : 2

1 12( , ') ( , ')

'y t y t

t yθ θ∂ ∂

=∂ ∂

et 2

2 2 22

1

( , ') ( , ')'

y t y tt yθ α θ

α∂ ∂

=∂ ∂

- 108 -


Ce modèle permet d’accéder au gradient thermique au niveau du contact pour des instants très brefs, à condition de prendre un grand nombre de valeurs de 1

kβ calculées qui jouent un rôle prépondérant aux temps courts. Modèle de croissance de gaine solide [63] Ce modèle a été développé par Janeschitz-Kriegl pour calculer la croissance de la gaine solide en thermique instationnaire. Le polymère fondu progresse dans une cavité rectangulaire de longueur L et de hauteur 2H. L’axe x est défini suivant la hauteur du canal, et z suivant les lignes de flux. A l’état initial, l’ensemble des parois est à la température Ti, température du moule et à t=0, l’ensemble des points de l’interface compris entre z=0 et z=L est passé instantanément à la température Tm, température d’injection du polymère. Le polymère fondu solidifie alors au contact. Le bilan thermique s’écrit sous la forme :

( ) (( ) 2

l ml m i l

T T c d dPT T H v h T Tt dt dz

)ρ δλδ−

= − + + −

avec λ conductivité thermique du polymère Tl température (fixe) à laquelle le polymère est considéré comme solidifié (supérieure à la transition vitreuse) ρ et c masse volumique et capacité calorifique du polymère P la pression dans le canal v la vitesse moyenne du front de matière h le coefficient de transfert thermique δ couche de polymère solidifié Le terme de gauche correspond à la chaleur extraite du polymère par unité de temps et de surface. Le premier terme de droite donne la chaleur liée à la solidification du polymère, le second à la chaleur générée par la friction du polymère fondu sur sa frontière avec le polymère solide et le dernier indique le transfert thermique entre polymère fondu et polymère solide. Dans ce système le coefficient de transfert thermique h est défini par rapport au nombre de Nusselt, lui-même défini par rapport au nombre de Graetz. Ce dernier est dans le cadre de notre modèle (et dans la plupart des cas en injection) supérieur à 20, situation pour laquelle la chaleur due à la friction est négligeable devant le transfert thermique lié au refroidissement, comme l’indique le nombre de Brinkman, hormis à proximité de la frontière polymère fondu/polymère solide. Dans ce cadre, h s’exprime sous la forme :

112 334. 0,967

2 2 . i

H Lh Nu zH H tλ λ

α−⎛ ⎞

= = ⎜ ⎟⎝ ⎠

Avec iLtv

= temps d’injection et α diffusivité thermique du matériau

La valeur limite de la gaine solide est atteinte lorsque 0ddtδ

= soit :

- 109 -

M. Chailly

( )( / ) ( )

l m

i l

T TdP dz H v h T T

λδ∞

−=

+ −

Nous obtenons via ce modèle un ordre de grandeur de la vitesse de croissance de la gaine solide aux premiers instants, qu’il est possible de comparer avec les échelles de temps observables dans le modèle thermique de contact multicouches, ceci afin de mieux comprendre l’impact des revêtements.

IV.2 Résultats Nous cherchons à étudier l’impact thermique des revêtements en comparant les temps de croissance caractéristique de la gaine solide de polymère aux temps pour lesquels le revêtement peut jouer un rôle de « barrière » thermique. Or nous ne disposons de données expérimentales sur l’épaisseur de gaine solide que pour le PBT (en épaisseur 2 mm) et avons donc appliqué les deux modèles uniquement à ce polymère. Les données utilisées pour le calcul sont les suivantes :

- propriétés thermiques du PBT données précédemment (cf. § A.III.1.2) - propriétés thermiques des revêtements (cf. § III.2.2) - température d’injection (ou température initiale de la couche polymère) 255°C - température de solidification du polymère 202,8°C (température de pic de

cristallisation du PBT) - température de moule 35°C - Temps d’injection 1,5 s

N.B. : Pour le modèle de croissance de gaine solide, la température initiale de l’interface moule/matière est de 38°C, température de contact théorique acier/polymère avec nos paramètres. Le rôle thermique d’un revêtement fin est souvent considéré comme négligeable. Mais est-ce vraiment le cas si l’on s’intéresse à un contact polymère/revêtement alors que les polymères sont connus pour être de mauvais conducteurs thermiques ? Si l’on s’intéresse au contact thermique instationnaire, on peut remarquer sur la figure 81 qu’avec un dépôt CrN, un écart de température de l’ordre de 1°C par rapport à la température théorique de contact acier/polymère TTheo est généré. Cet état est très bref (quelques dixièmes de millisecondes). Par la suite, la température d’interface se rapproche de cette valeur, tout en restant inférieure (-0,1°C après 2 ms).

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Fig. 81 : Contact thermique instationnaire entre PBT et dépôt CrN

Fig. 82 : Contact thermique instationnaire entre PBT et dépôt TiN

- 111 -

M. Chailly

Si nous nous intéressons maintenant au TiN (cf. Fig. 82), nous voyons que la température de l’interface est supérieure (+1°C) à la température théorique de contact sur une échelle de temps similaire, écart qui se réduit rapidement (+0,1°C après 2 ms. La température au milieu du revêtement présente quant à elle moins d’écart avec la température d’interface que dans le cas du CrN. Le revêtement joue donc bien un rôle dans les premiers instants du contact, rôle qui s’atténue très rapidement. Sur la figure 83 est indiquée la croissance de la gaine solide à différents temps le long de la plaque. Le premier constat, si l’on compare ces résultats aux mesures de gaine solide initiale, est que cette dernière est formée très rapidement. Ainsi, si l’on retient la valeur de 99 µm qui correspond à l’acier poliglace, elle est formée en un temps de l’ordre de 0,2s.

Fig. 83: Croissance de gaine solide dans la plaque

Si nous examinons maintenant la croissance de la gaine solide, à une position (Z=35 mm) correspondant à la ligne de soudure, nous voyons que ce temps est bien compris entre 0,2 et 0,3s après le début du remplissage (cf. Fig. 84).

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Fig. 84 : Croissance de gaine solide au niveau de la ligne de soudure

Un zoom sur les premiers instants du contact (Fig. 85) montre qu’après 2 ms, échelle de temps pour laquelle nous avons constaté un effet thermique de la présence d’un revêtement, la gaine solide a déjà une épaisseur de 15 µm, qui est égale voire supérieure à la profondeur des lignes de soudure mesurée précédemment. Le temps t=0 sur la figure correspond ici à l’instant où le polymère entre en contact au point considéré avec la paroi du moule, et non à l’échelle de temps globale donnée auparavant.

Fig. 85 : Croissance de gaine solide au niveau de la ligne de soudure (zoom)

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M. Chailly

En réalité, le modèle de contact thermique a montré que l’influence du dépôt se faisait surtout ressentir lors des premières 0,5 ms, ce qui correspond à une gaine solide d’environ 5 µm, soit l’ordre de grandeur de la profondeur de la ligne de soudure mesurée pour le CrN. La combinaison des deux modèles montrent bien que le très faible effet thermique des revêtements est susceptible de jouer un rôle sur la taille des lignes de soudure. Cependant, les hypothèses utilisées, en particulier celle du contact parfait, ne permettent pas à ces modèles d’expliquer complètement nos résultats expérimentaux. En effet, la rugosité et l’adhésion polymère/surface du moule ont un impact sur le transfert thermique, tendant à réduire l’efficacité du refroidissement et à augmenter notablement les échelles de temps pour lesquelles le revêtement joue un rôle de couche thermique.

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Chapitre V : Conclusion sur les défauts d’écoulements

Nous avons dans le cadre d’une étude bibliographique pu recenser divers défauts d’aspect liés à l’écoulement du polymère dans le moule. En premier lieu sont apparus les défauts engendrés au niveau du seuil d’injection (Halos, goutte froide et marbrure). Les marques d’écoulement sont principalement les microsillons qui résultent des conditions à proximité du point de contact entre polymère fondu et paroi du moule, et les défauts de vagues. Ces derniers constituent une variation locale de brillance de la pièce, sous formes de bandes alternativement mates et brillantes, dont les caractéristiques sont largement dépendantes des paramètres procédé et du comportement rhéologique du polymère. Là encore, la surface du moule semble jouer un rôle sur la genèse et la taille du défaut, mais l’origine de cette action est toutefois encore sujet à débat. Est-ce un effet sur le glissement à la paroi, ou quelque chose qui affecte plus globalement l’écoulement (thermique du contact notamment) ? Enfin, le défaut sur lequel nous avons par la suite concentré notre attention, la ligne de soudure est apparu comme lui aussi très dépendant des conditions d’injection. La température du moule et la vitesse d’injection ainsi que dans une moindre mesure la température d’injection conditionnent en grande partie l’apparition et la sévérité du défaut. De multiples causes ont été attribuées, parmi lesquelles un emprisonnement local d’air, un remplissage incomplet de la pièce. D’autres auteurs ont évoqué une mauvaise interdiffusion des chaînes à l’interface entre les deux fronts de matière et/ou une orientation locale des chaînes au niveau du défaut perpendiculaire à la paroi comme origine de celui-ci. Nous avons dans un premier temps étudié l’impact des paramètres procédé sur la visibilité de la ligne de soudure dans le cas de nos polymères. Il apparaît que les paramètres cités dans la littérature sont bien ceux qui contrôlent le phénomène, mais que leur importance respective dépend du matériau. Ainsi, si pour le PBT la température et la vitesse d’injection sont les plus notables, le PC est quant à lui beaucoup plus sensible à la température du moule. Le mélange SAN/ABS était surtout sensible à l’homogénéisation matière du fait de rhéologies très différentes pour ses deux composantes, et l’impact des paramètres procédé n’a pas pu être mis en évidence dans ce cas.

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M. Chailly

Suite à cette étude portant sur des empreintes en acier poliglace, nous avons défini des conditions d’injection « standards » pour chacun des thermoplastiques afin de faciliter la comparaison de l’action des revêtements. Cette campagne a été menée en mesurant à la fois les pressions et températures dans l’empreinte lors des cycles d’injection, et surtout par des mesures en microscopie optique sur la taille du défaut après injection. L’emploi notamment de la microscopie optique interférentielle nous a permis d’accéder à des défauts sub-micrométriques. Les courbes de température et pression ont indiqué un rôle important des revêtements dans le procédé et ont permis de voir que ceux-ci pourraient induire un éventuel glissement induit à la paroi. Même si les écarts de température sont faibles (de l’ordre de 1°C), ils sont observables aux instants du cycle où la résistance thermique de contact est la plus faible (fin de remplissage et maintien). L’étude via les interférences de franges sur les pièces a montré de faibles différences dans la taille des lignes de soudure de par la présence de revêtements mais l’analyse des coupes au microscope a montré des différences plus nette et dépendantes du polymère considéré, en particulier sa nature amorphe ou semi-cristalline. Ainsi si tous les dépôts tendent à réduire la taille des lignes de soudure avec le polycarbonate, pour le mélange SAN/ABS, leur rôle est plus ambigu, semblant dépendre aussi de l’épaisseur de la plaque considéré. Ceci peut être lié aux problèmes d’homogénéisation matière car les conditions d’écoulement sont modifiées par l’épaisseur de la plaque. De manière générale, il a été noté que la ligne de soudure visible se prolonge dans l’épaisseur de la pièce. Il existe donc une couche fine (quelques microns) en surface qui est quasi figée puis repliée, probablement lors du maintien, ce que traduit les profondeurs de défaut plus grandes observées sur les coupes. Le cas du PBT est assez particulier, du fait de sa nature et des conditions d’injection, notamment une température d’injection faible. Nous avons ainsi noté que l’interface entre les fronts de matière ne disparaît jamais quelle que soit la position considérée dans l’épaisseur. Ceci a notamment engendré un défaut particulier, dit ligne de soudure large, qui a l’aspect d’une retassure locale et correspond à l’endroit où l’interface est localisée au cœur de la pièce. Il s’agit là en outre d’une mise en évidence d’effets d’orientation moléculaire très importants à l’interface et différents des orientations dans le reste de la pièce. Les revêtements dans ce cas n’ont qu’un faible impact car ce défaut est produit dans l’épaisseur. Sur les lignes de soudure fines (ou lignes de soudure de surface) qui constituent la prolongation de l’interface entre fronts de matière à proximité de la surface du moule, les dépôts jouent un grand rôle. Là encore, tous les traitements de surface tendent à réduire le défaut, en particulier le DLC qui le supprime pratiquement complètement. La mesure de la gaine solide initiale formé lors du contact a en outre prouvé un rôle thermique très important du revêtement, car son épaisseur varie d’un facteur 1 à 5 selon la surface de moule.

- 116 -


Un autre défaut apparut lors de l’étude sur les paramètres procédé avec différentes surfaces, il s’agit des marques d’écoulement se constituant de motifs répétitifs perpendiculaires aux directions d’écoulement du polymère. Ces motifs sont des surépaisseurs locales de polymères se présentant comme ayant subit un frottement polymère solide/moule, et pour lesquelles les paramètres procédé sont déterminants. En effet, ce défaut n’est apparu qu’avec des températures d’injection et de moule faibles. A la fois la nature du polymère (défaut visible uniquement pour le PBT) et la nature de la surface de moule semblent également jouer un rôle. Pour les revêtements, il s’agit d’une nouvelle indication de leur impact thermique. Le fait pour des revêtements aussi fins d’avoir un tel impact est a priori étonnant, et c’est pourquoi nous avons développé deux modèles, l’un de contact thermique instationnaire et l’autre de croissance de gaine solide. Le premier a mis en évidence des évolutions thermiques différentes selon la nature du dépôt dans les premiers instants du contact, distinctions qui s’atténuent rapidement par la suite. Ces écarts se produisent sur des échelles de temps compatibles avec les temps durant lesquels sont formées les lignes de soudure fines, comme nous le montre le second modèle. En outre la prise en compte de paramètres négligés dans les modèles telle la rugosité tendrait à accroître ces échelles de temps. Pour expliquer les résultats parfois contradictoires liés aux revêtements nous formulons l’hypothèse suivante : L’impact d’un dépôt est dans le cas de défauts d’écoulement tels les lignes de soudure majoritairement thermique. Dans ce cas, le paramètre pertinent pour prévoir son influence est sa conductivité thermique réelle (qui est l’inverse de sa résistance thermique de contact). Elle est affectée par les caractéristiques thermiques du revêtement, sa rugosité et l’énergie d’adhésion qu’il présente avec le polymère en contact. En outre, suivant la nature de ce dernier, l’effet thermique sera différent de par sa cristallisation (ou non pour les amorphes), et la thermodépendance de sa rhéologie. Nous pouvons ainsi expliquer le rôle des dépôts avec nos résultats. De façon schématique (cf. Fig. 86), nous avons trois cas de figures suivant la conductivité réelle du traitement : Le revêtement est très peu conducteur :

La gaine solide initiale est fine L’interpénétration des fronts de matière est importante La relaxation des chaînes dans la couche de polymère sous le défaut est

importante avant qu’elle se fige, d’où moins de retrait différentiel local La pression de maintien du fait de la faible épaisseur de gaine solide tend à

atténuer fortement le défaut Le revêtement est moyennement conducteur:

La gaine solide initiale est plus épaisse

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M. Chailly

L’interpénétration des fronts de matière est moins importante La relaxation des chaînes dans la couche de polymère sous le défaut est

localisée plus en profondeur, tendant à tirer sur une couche solide et accentuer le défaut

La pression de maintien du fait de l’épaisseur de gaine solide ne peut jouer pleinement son rôle d’aplatissement du défaut

Le revêtement est très conducteur : La gaine solide initiale est très épaisse L’interpénétration des fronts de matière est quasi inexistante La relaxation des chaînes dans la couche de polymère sous le défaut a lieu

dans l’épaisseur, n’influençant plus les dimensions du défaut La pression de maintien n’a quasiment plus de rôle car le défaut est déjà

pleinement formé lorsqu’elle intervient

Fig. 86 : Hypothèse d’évolution de la taille de la ligne de soudure (LDS) en fonction de la conductivité thermique réelle du dépôt

Les revêtements peuvent donc être situés sur ce diagramme en fonction de leur conductivité réelle. Cependant, la nécessité de prendre en compte l’adhésion polymère/surface de moule, et les caractéristiques physicochimiques (thermiques, rhéologiques) du polymère impliquent que la « position » de chaque revêtement sur le diagramme est spécifique à un polymère donné.

Taille LDS

Gaine solide épaisse

Pas d’interpénétration de front

Relaxation de chaînes dans l’épaisseur n’influence plus les

dimensions de LDS

Pas (ou peu) de rôle du maintien

Gaine solide fine

Interpénétration de front

Relaxation de chaînes avant figeage de la gaine

Rôle du maintien important

Gaine solide moyenne

Peu d’interpénétration de front

Relaxation de chaîne dans l’épaisseur

Rôle du maintien moins

important

Conductivité réelle du traitement (incluant rugosité donc résistance thermique de contact R(t))

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PARTIE C EJECTION : ROLE DES

TRAITEMENTS DE SURFACE

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M. Chailly

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Ejection : rôle des traitements de surface

Pour réduire les défauts d’aspect sur les pièces injectées il convient de s’intéresser à ceux générés lors de l’étape d’éjection. C’est pourquoi nous avons étudié l’impact des revêtements sur les forces de démoulage. Après une revue de la bibliographie dans ce domaine, nous analyserons les résultats que nous avons obtenu avec divers DLC présentés en partie A puis avec les revêtements PVD, en détaillant particulièrement le rôle de la rugosité de ces traitements. Ces résultats seront ensuite exploités en terme de travail d’éjection, et de coefficient de frottement apparent.

Chapitre I : Bibliographie La première approche concernant l’étude des forces de démoulage est probablement celle développée par Kaminski ([64],[65]) qui estime les forces d’éjection en prenant en compte la surface de contact A, le coefficient de frottement µ et la pression de contact pA pour des géométries simples. Il aboutit à une expression classique pour des lois de frottement.Fe= µpAA Où Fe est la force nécessaire pour extraire la pièce. Il constate que plusieurs facteurs influencent ces forces, tels que la géométrie de la pièce et du moule et les paramètres d’injection. Cette approche est suivie par Menges et Mohen [66] dans leur ouvrage de référence de conception de moules qui évoquent aussi le rôle de la rugosité de la surface de moule. Menges et Bangert [67] dans une étude portant sur des pièces de forme cylindrique (en réalité tronc conique) listent les paramètres procédé suivants qui, outre la rugosité, affectent les forces d’éjection : la pression de maintien, la température du polymère fondu, la température au niveau du contact et le temps de refroidissement, mettant ainsi en évidence l’impact du retrait du polymère. L’avantage de la géométrie utilisée est la répartition à peu près uniforme du retrait mais leur étude se limite aux polymères semi-cristallins car leur dispositif ne permet la mesure que de grandes forces d’éjection. L’intérêt de leur étude est surtout la mise en évidence de l’impact du coefficient de frottement statique sur les forces d’éjection. Le rôle spécifique de la géométrie de la cavité a été étudié en particulier par Shen et al. [68] pour des géométries de type cylindre en faisant varier l’épaisseur de la pièce, le diamètre du cylindre, et l’angle de dépouille. Il ressort qu’un accroissement des deux premiers paramètres accroît les forces d’éjection alors que pour le dernier, il les réduit. Un autre aspect de la conception du moule a aussi été pris en compte, celui de la position des éjecteurs et leur forme par Wang et al. ([69], [70], [71]) via des

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M. Chailly

simulations basées sur le calcul de contraintes à la paroi pour lesquels ils font varier la position des éjecteurs. Le modèle thermoélastique développé porte une attention particulière à la thermique du contact, notamment pour valider les hypothèses de température constante du moule et de contact parfait à la paroi, et ils constatent que ces hypothèses peuvent parfois conduire à des erreurs importantes par rapport aux mesures expérimentales. Ce modèle a été comparé aux résultats expérimentaux obtenus sur des boites en polycarbonate, avec un bon accord. Ce modèle a notamment permis une optimisation des éjecteurs afin de réduire la déformation de la pièce au démoulage par ceux-ci, donnant lieu à un défaut d’aspect connu sous le nom de marques d’éjecteurs. L’effet du retrait est le paramètre le plus important pour les forces d’éjection avec le coefficient de frottement (Pouzada&al. [72]), spécialement pour les cavités profondes. Ceci est lié à la différence de coefficients d’expansion thermique entre polymère et moule (0,6-1,4*10-4 contre 12*10-6 K-1 respectivement [72]). De plus, ce retrait pousse le polymère à épouser la surface du moule, ce qui augmente le coefficient de frottement statique. La majeure partie des travaux reportés dans la littérature porte surtout sur le rôle des paramètres procédés affectant le retrait de la pièce. Ainsi, Malloy et Majeski[73] ont évoqué eux aussi, outre la géométrie de la pièce, la rugosité et le type de polymère, les mêmes paramètres que ceux évoqués par Menges, en y ajoutant la pression de commutation. En figure 87 est présenté l’évolution typique des forces d’éjection en fonction du temps. La force mesurée augmente brutalement lors du décollement de la pièce, puis décroît plus lentement pendant la phase d’éjection de par le frottement pièce/insert.

Fig. 87 : Evolution des forces d’éjection au cours du temps lors de l’éjection (Pontes&al. [74])

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De façon évidente, nombre d’auteurs ont mesuré l’impact du temps de refroidissement (Malloy [73], Burke [75], Wang [84], Balsamo[74], Pontes &al.[72]) qui conduit lorsqu’il augmente à accroître les forces d’éjection suite à un retrait plus important du polymère. En outre une diminution de ce temps augmente la température au niveau du contact abaissant du même coup le module d’Young du polymère. Ainsi Pontes et al.[72] ont mesuré une baisse pour leur géométrie d’approximativement 40N/°C pour le polypropylène et 60N/°C pour le PS. Nous pouvons associer à ces résultats ceux indiquant une augmentation de la force d’éjection avec une baisse de la température moule (Pontes[76]), par une diminution de la température d’éjection de la pièce..

Fig. 88 : Evolution des forces d’éjection en fonction de la température de surface (via le temps de

refroidissement indiqué entre parenthèses) et de la température du moule Tw pour le polypropylène (Pontes&al. [72])

L’influence de la température d’injection a été étudiée par Pontes et al.[72]. Ils ont découvert l’existence d’une température d’injection optimale qui serait selon eux le résultats de la combinaison entre un retrait qui diminue lorsque cette température augmente à cause d’un compactage plus important et une meilleure réplication de la rugosité du moule qui accroît pour sa part les forces d’éjection.

Un autre paramètre procédé étudié par Menges et al. [67] et Pontes et Pouzada [72] est le rôle de la pression de maintien. Ils notent qu’un accroissement de la pression de maintien (et de commutation pour Menges) diminue les forces d’éjection et lient ceci à une réduction du retrait induit due une pression de contact plus faible.

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M. Chailly

Fig. 89 : Evolution des forces d’éjection en fonction de la température de surface et de la pression de

maintien pour le polycarbonate (Pontes&al. [72])

Dans le cas de Pouzada et Pontes [72], si le polycarbonate montre bien le comportement évoqué, les résultats obtenus pour le polystyrène et le polypropylène montrent l’existence d’un maximum de force en fonction de la pression de maintien. Les auteurs expliquent ce phénomène par une pression de compactage limite en deçà de laquelle le retrait dans le sens de l’épaisseur est tellement important que la pièce se décolle partiellement du moule, d’où un transfert thermique moindre et une température de surface plus élevée.

Fig. 90 : Evolution des forces d’éjection en fonction de la pression de maintien pour le

polystyrène(Pontes&al. [72]) Pontes et al. [77] ont montré que l’augmentation du temps de maintien n’influe pas sur les forces de démoulage si le temps total (maintien et refroidissement) est conservé constant. Ferreira et al. [78] étudient le coefficient de frottement statique sur des pièces thermoplastiques injectées suivant plusieurs paramètres : la direction du polissage, la rugosité et la température de l’acier. Les matières testées sont le PC et le PP. De plus ils utilisent les hypothèses suivantes : le coefficient de friction statique doit être

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plus élevé que le coefficient de friction dynamique, la force de frottement est proportionnelle à la force normale, le coefficient de frottement est indépendant de l’aire de contact. Nous retrouvons ici les idées avancées par Menges [66]. Les résultats montrent une influence de la rugosité de surface et de la température de l’acier sur le coefficient de friction statique (dans cet essai µs=0.65) pour le polycarbonate. Selon eux la direction du polissage et la rugosité sont des paramètres importants pour un coefficient de friction dynamique. Sasaki et al.[79] se sont intéressés spécifiquement à l’effet de la rugosité de surface du moule et le rôle des revêtements sur les forces d’éjection pour des cylindres de rugosité allant de 0,016 à 0,687 µm et trois polymères : le PP, le PET et le PMMA qui ont tous trois une nature physicochimique quelque peu différente. Les deux premiers sont semi-cristallins mais avec une vitesse de cristallisation lente pour le second, et le dernier est amorphe. Ils observent alors l’existence d’une rugosité optimale en dessous et au dessus de laquelle les forces d’éjection augmentent. L’explication est donnée par l’observation au microscope des surfaces moulées, pour des rugosité décroissant jusqu’à 0,092 µm des rayures sont visibles, alors qu’en deçà ce n’est plus le cas pour des rugosités inférieures, les effets tribologiques sont donc les plus importants. Les auteurs attribuent le fort accroissement des forces d’éjection pour des très faibles rugosités à des forces de type Van der Waals.

Fig. 91 : Influence de la rugosité de l’insert sur la force d’éjection dans le cas du PP (à gauche) et

PMMA (à droite) [79] De plus ils ont pu étudier l’influence de dépôts sur la surface du moule (uniquement avec le PP et le PBT). Les résultats sont présentés en figure 92. Les dépôts de type chromage dur, nitrure de chrome et nitrure de TiN réalisé à l’arc ont subi préalablement à la campagne d’injection un repolissage car ils augmentaient sensiblement la rugosité du moule. Ceci a permis d’obtenir une rugosité pour les revêtements (cf. Fig. 93) proche de 0,020 µm soit la rugosité de l’acier poli utilisé.

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M. Chailly

Fig. 92 : Pic de force d’éjection en fonction de divers revêtements pour le PP (à gauche) et le PET (à

droite) [79]

Fig. 93 : Types de traitements et rugosités associées [93]

Les traitements ont tous réduit les forces d’éjection sauf le chrome pour le PET et le DLC pour le PP qui les ont accru. Nous pouvons constater la spécificité de l’action d’un revêtement vis-à-vis d’un polymère donné, particulièrement dans le cas du DLC, pouvant avoir un effet quasi nul ou extrêmement important comparativement à l’acier poli. Nous maintenant nous intéresser plus spécifiquement aux travaux récents de Pontes et Pouzada ([72], [76] et [77]) qui ont étudié l’impact des paramètres procédé ([77], [72]) sur les forces d’éjection pour des géométries cylindriques et ont développé un modèle thermomécanique [80] sur la base de l’approche de Titomanlio et Jansen([81], [82]). Selon eux le système d’éjection subit des forces de résistance différentes: Les forces de friction et adhésive générées par l’interface moule/polymère.

Le vide généré par la pression atmosphérique qui peut avoir une influence entre le moule et la pièce à l’éjection avec certaines géométries.

Les forces de friction entre les composants du système d’éjection dépendant principalement de la tribologie du système.

Ils observent sur les forces une phase statique et une phase dynamique du processus d’éjection. Pour ces auteurs, la force d’éjection dépend directement du module d’élasticité du polymère à la température d’éjection, du coefficient de friction polymère/moule, de l’épaisseur de la pièce, de la variation du retrait entre la solidification et la phase d’éjection.

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Fig. 94 : Géométrie de la pièce injectée (Pouzada et Pontes[80])

Fig. 95 : Modèle de Pontes et Pouzada [80]

Les hypothèses du modèle sont :

- le cylindre est composé de deux couches de polymère solide en croissance sur les faces externes et internes, et une phase de polymère fondue au centre

- le profil de température est symétrique au sein du cylindre par rapport au rayon moyen de la pièce

- il y a égalité des contraintes et déformations à la limite entre solide et fondu - pas de déformation locale du cylindre pendant la solidification - le polymère solide est élastique - pas de contraintes induites par l’écoulement.

Ils établissent la relation suivante pour les forces d’éjection.

*( )

0

2 . ( , , )1cos .( tan ). . ( ). .ln .1 3 ( , ) 2(1 ).

e

r

tLpart e

e rs m t

H V x r t HtFe E T

V x r Rπ

α µ αν ν

⎛ ⎞⎜ ⎟= − − −⎜ ⎟− +⎝ ⎠

∫ Sh dx

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M. Chailly

Où α l’angle de démoulage µ le coefficient de frottement Hpart l’épaisseur de la pièce (avec prise en compte du retrait ν le coefficient de Poisson

( )eE T le module d’Young à la température d’éjection moyenne V(x,r,te) est le volume de la pièce à l’éjection VS (x,r) est le volume de la pièce au début de la solidification H est l’épaisseur de la cavité Rm est le rayon moyen du cylindre Shr(t) le retrait de la pièce de la pièce au démoulage Ce modèle prédit avec précision les évolutions des forces d’éjection en fonction de la température et de la pression de maintien même si pour cette dernière un écart se manifeste aux faibles valeurs de pression.

Fig. 96 : Evolution des forces d’éjection en fonction de la température de surface pour le PS.

Comparaison entre modèle (•) et expérience ( ) [60]

Fig. 97 : Evolution des forces d’éjection en fonction de la pression de maintien pour le PC (à gauche)

et le PS (à droite). Comparaison entre modèle (•) et expérience ( ) [60] Sur la base de ces travaux, Pouzada, Ferreira et Pontes [85] ont développé un appareil pour mesurer les coefficients de frottement des polymères dans des conditions

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proches de l’éjection. Ils constatent que les valeurs obtenus sont supérieures à celles de la littérature, qu’il existe une rugosité optimale (tout comme Sasaki [79]) pour laquelle le coefficient de frottement est minimal, valeur qui dépend selon eux de la température de test. Un autre phénomène, dont l’importance est rarement considérée, est évoqué, il s’agit de la réplication par le polymère de la surface du moule. Enfin, la valeur du coefficient de frottement est déterminée pour ces auteurs par des mécanismes d’adhésion pour les faibles rugosités et par des déformation et création de rayures pour de plus fortes rugosités. Bhagavatula et al. [83] ont développé quant à eux un modèle original basé sur une approche semblable à Menges pour mesurer les forces d’éjection qui prend en compte à la fois la géométrie de l’insert, et les propriétés physiques du matériau. L’expression de la force est selon ces auteurs :

21. ( ). 2

100 1 4k d k

E Fd S dsFr E T S l pu

π πµ πν

⎛ ⎞⎛ ⎞= +⎜ ⎟⎜ ⎟−⎝ ⎠⎝ ⎠+

Où Fr est la force d’éjection µ le coefficient de frottement E(TE) le module d’Young à la température d’éjection du polymère s1 le retrait exprimé en pourcentage et mesuré par le rapport du diamètre interne de la pièce après éjection et du diamètre de l’insert du moule ν le coefficient de Poisson du polymère sF l’épaisseur de la pièce sD l’épaisseur de la base de l’insert dk le diamètre interne de la pièce pu la pression négative exercée par le vide à l’interface moule matière (pumax=100kPa)

Fig. 98 : Evolution du module d’Young en fonction de la température (Bhagavula[83])

- 129 -

M. Chailly

La comparaison avec des mesures expérimentales sur un polyéthylène haute densité et du polystyrène choc et une simulation numérique sur ANSYS montrent un accord au niveau des tendances entre le modèle analytique et la simulation, mais le modèle surestime largement les forces de démoulage.

Fig. 99 : Comparaison des forces d’éjection obtenues expérimentalement, numériquement et

analytiquement (Bhagavula[83]) Ces différences sont associées à l’hypothèse d’un contact isotherme dans le modèle analytique contrairement à la simulation. Les valeurs calculées sont toutefois le double de celles relevées expérimentalement. Les auteurs attribuent cette variation à l’angle de dépouille qui est trop important, d’où un temps de contact entre polymère et moule trop faible lors de l’éjection et la non prise en compte du frottement. Ainsi pour eux, les seuls effets visibles sont dus au retrait et à la création d’une interphase d’air (traduite par la pression du vide) entre la pièce et la surface du moule, ce dernier terme étant de plus sous estimé car le vide serait partiellement rompu lors de l’ouverture du moule. Ils évoquent aussi l’hypothèse d’un contact parfait dans le modèle comme une des causes de l’écart. Ce modèle est très intéressant car il relate à la fois les effets de frottement en y incluant le retrait mais aussi un terme d’adhérence entre pièce et insert via la pression du vide. Cependant l’écart avec l’expérience est notable, et certaines justifications avancées pour l’expliquer laissent dubitatif, notamment la rupture partielle du vide à l’ouverture qui pour être réelle ne concerne pas l’interphase pièce/insert mais surtout celle entre le polymère et la matrice du moule, tendant donc à accentuer les forces de démoulage. En effet le retrait pour des moules avec insert produit un vide partiel principalement autour du cylindre, la pièce venant enserrer l’insert. Conclusion sur l’étude des forces d’éjection L’ensemble de l’étude bibliographique menée a fait ressortir plusieurs paramètres déterminants pour les forces d’éjection. Tout d’abord, nombre d’auteurs ont évoqué deux étapes dans l’éjection, la première statique et la seconde comme étant un frottement dynamique. Ces forces sont affectées par les paramètres procédés, à savoir la température de surface de moule (et donc indirectement la température d’injection

- 130 -


et de moule) et la pression de maintien qui influencent tous deux le retrait de la pièce polymère. Un autre point régulièrement évoqué est le rôle de la rugosité de surface dont une diminution induit le plus souvent une baisse des forces de démoulage. Mais Sasaki [79] et Pontes [77] ont évoqué une valeur limite en deçà de laquelle les mécanismes d’adhésion l’emportent sur l’aspect tribologique au niveau du contact, provoquant un accroissement très important des forces d’extraction de la pièce. Enfin, la présence d’un revêtement de surface peut affecter sensiblement, à rugosité semblable, les forces d’éjection, mais de manière spécifique à chaque polymère. Il faut aussi retenir que les modèles permettant de prévoir les forces d’éjection les plus développés à l’heure actuelle prennent en compte le frottement à l’interface moule/polymère, et des paramètres thermophysiques du polymère (module d’Young à la température de démoulage, coefficient de Poisson, retrait) ainsi que la géométrie du moule. C’est pourquoi nous développerons une approche de ce type pour notre modèle de frottement.

- 131 -

M. Chailly

Chapitre II : Forces d’éjection Dans le cadre de cette étude, nous avons travaillé sur un moule cube instrumenté qui permet de prendre en compte les forces de friction auxquels est soumise la pièce polymère lors de l’éjection.

II.1 Description du système de mesure L’ensemble de l’étude a été mené sur une presse à injecter électrique Fanuc 125t. Le moule instrumenté est un moule d’injection servant à mouler des pièces de forme cubique. L’avantage de ce système est que l’insert que l’insert cubique est interchangeable. Ainsi nous avons réalisé des inserts polis sur lesquels ont été appliqués les différents traitements de surface au niveau des faces externes du cube (cf Fig. 100). Le moule présente en partie fixe un capteur de pression et température de type Kistler© 6190A permettant d’acquérir les données relatives à la phase d’injection et en partie mobile un dispositif permettant de mesurer les forces mises en œuvre à l’éjection qui sera détaillé. Il s’agit d’un moule d’injection (m=90kg, dimensions : 245 x 245 x 160mm) pour mouler des cubes (m=20g suivant les matières, dimensions : 36 x 36 x 30mm, épaisseur : 4mm avec un angle de dépouille de 0,5°).

Fig. 100 : Photographies de l’insert traité avec deux faces externes et les canaux d’alimentation visibles

(à gauche) et pièce injectée ici en polypropylène (à droite) La régulation thermique est schématisée sur la représentation suivante (Fig.101). Elle présente un puit à lame juste en dessous de l’insert cube en partie mobile et d’un anneau en U autour de la matrice en partie fixe.

- 132 -


Fig 101 : Régulation thermique du moule (en partie mobile en rose, et bleu en partie fixe)

L’intérêt du dispositif se situe au niveau de la partie fixe du moule qui permet de mesurer les forces tangentielles exercées à l’interface entre l’insert du moule et la pièce lors de l’éjection. Le principe est le suivant (cf. Fig. 102) :

Fig.102 : Schéma du système d’éjection – mouvements lors de la phase d’éjection et transfert de forces sur capteur La pièce polymère A est éjectée par la plaque dévêtisseuse B. Il est à noter qu’il n’y a pas contact entre cette plaque et l’insert C. Cette plaque B est solidaire de la plaque d’éjection (non représentée sur le schéma) via quatre goujons qui permettent de limiter les degrés de liberté de la plaque à un mouvement de translation le long de l’insert C. La plaque d’éjection est quant à elle entraînée par la queue d’éjection de la presse à injecter en la poussant. Cette conception permet de rendre indépendant le système d’éjection de la presse et celui du moule, avec la rentrée de la plaque dévêtisseuse qui est assurée lors de la fermeture du moule. L’insert C possède un angle de dépouille pour faciliter l’éjection. Il subit de la part de la pièce A un effort tangentiel lors de l’éjection. Cet effort est transmis via le noyau de refroidissement D au disque support E. Le noyau de refroidissement D assure en

A : pièce B : plaque dévêtisseuseC : poinçon (cubetraité) D : noyau derefroidissement E : disque de support F : plaque d’appui G : capteur de force

: direction

d’éjection de la pièce

: direction

d’application des

forces

G

D

E

CF A

B

- 133 -

M. Chailly

outre la circulation de liquide caloporteur qui sert au refroidissement du moule au niveau de l’insert C. La plaque d’appui F sert à assurer l’étanchéité entre la plaque dévêtisseuse B et l’insert C pour éviter toute infiltration de polymère lors de l’injection de la matière fondue. Elle est animée par des vérins pneumatiques, ceux-ci assurant l’avancée de la plaque et l’étanchéité à la fermeture du moule, et provoquant le recul de la plaque F lors de l’ouverture du moule, avant la phase d’éjection. Ceci permet d’éviter d’induire une erreur sur la mesure de la force tangentielle exercée sur l’insert car lors de l’acquisition la plaque F est reculée, sans contact que ce soit avec l’insert C, la plaque B ou le noyau D. L’effort transmis au disque support E vient mettre en compression les capteurs de force G, au nombre de trois, situés à 120° autour de l’axe du noyau. Ceux-ci sont fixés sur la carcasse du moule et leur position relative permet de prendre en compte l’ensemble des forces exercées sur l’insert quelle que soit leur direction d’application. Les capteurs de forces sont des capteurs Kistler© de type clavette à quartz pour la mesure de pression dans l’empreinte (Réf. Types 9211A) qui ont une gamme de mesure s’étendant de 0 à 10 kN avec un seuil de réponse inférieur à 0,01N. Ils ont une sensibilité de -3.3 pC/N à 20°C mais celle-ci varie avec la température (de -50 à 200°C) induisant une erreur de mesure liée à la température de 5N/°C. Pour corriger cette dérive de la sensibilité du capteur, un thermocouple a été placé dans la carcasse du moule (partie mobile) à proximité d’un des capteurs de force afin de la prendre en compte en temps réel lors de l’acquisition. L’acquisition est effectuée par le système Dataflow de la société Kistler et débute à l’ouverture du moule. La température au démoulage est mesurée via une caméra infrarouge Thermacam de FLIR Systems située au dessus du moule qui mesure la température externe de la pièce via une acquisition d’images infrarouges débutant à l’ouverture du moule avant éjection et durant toute la phase d’éjection. Nous obtenons ainsi une mesure approximative de la température externe de la pièce car la mesure est aussi influencée par la température dans l’épaisseur de la pièce. Les valeurs de température indiquées par la suite correspondent à des valeurs moyennes mesurées sur une surface carrée d’environ 1cm² correspondant au centre de la face supérieure du cube. Nous avons aussi observé lors d’une étude préliminaire que la température observée en infrarouge variait peu après ouverture du moule jusqu’à la fin de l’éjection (de l’ordre de 2°C). Pour un souci de répétabilité des mesures, la valeur retenue correspond à celle mesurée juste avant le début de la mise en mouvement de la plaque éjectrice. Ce dispositif permet ainsi de mesurer les forces mises en œuvre lors de l’éjection et la température externe de la pièce nous donnant des informations à la fois sur l’effet

- 134 -


mécanique et l’effet thermique du revêtement (qui sont couplés). il présente par rapport aux systèmes utilisés dans la littérature de mesurer intégralement les forces d’éjection suivant la direction de démoulage (grâce aux trois capteurs autour de l’axe) et de s’affranchir ainsi de toute erreur due à un mouvement non rectiligne de la pièce lors de l’éjection. En outre, grâce à la présence de la plaque d’appui qui se retire avant le d émoulage, nous supprimons tout frottement éventuel de la plaque éjectrice directement sur l’insert lors de son mouvement. Procédure suivie pour l’ensemble des campagnes Pour s’assurer de la fiabilité de la mesure, des tests sont effectués à l’aide d’un dynamomètre sur un insert cube muni d’un anneau (Tab.. 34). On tire sur ce cube à l’aide du dynamomètre et l’on compare le résultat obtenu à celui fourni par le système d’acquisition. Cette procédure a été répétée avant chaque campagne d’essais.

Les valeurs données par le système d’acquisition sont en accord avec le dynamomètre (cf tableau 34). La moyenne du rapport des deux valeurs (ici pour la campagne sur les traitements DLC) est de 99.87%(±5,6%). Des valeurs semblables ont été obtenues pour chaque campagne, par exemple 95%(±0,5%) pour la campagne portant sur les traitements PVD.

dynamomètre Capteur rapport

410 391 95,37% 456 431 94,52% 445 428 96,18% 437 424 97,03% 536 509 94,96% 468 470 100,43% 527 500 94,88% 464 438 94,40% 378 362 95,77% 368 330 89,67% 444 474 106,76% 438 469 107,08% 443 484 109,26% 393 410 104,33% 399 401 100,50% 365 381 104,38% 282 295 104,61% 444 480 108,11% 411 404 98,30% 444 448 100,90%

Tab. 34 : Comparaison entre résultats de l’acquisition et ceux obtenus au dynamomètre (en N) Par la même méthode, en faisant varier l’angle de sollicitation du cube par le dynamomètre, nous avons pu vérifier qu’un éventuel déséquilibre des forces

- 135 -

M. Chailly

auxquelles sont soumis les capteurs ne fausse pas la mesure de la contribution globale des trois capteurs. Nous mesurons bien la force exercée selon l’axe principal d’éjection comme le montre le tableau 35

dynamomètre Capteur rapport

332 476 143,37% 354 594 167,51% 307 415 134,85% 324 531 163,89%

Tab. 35 : Comparaison entre résultats de l’acquisition et ceux obtenus au dynamomètre lors de sollicitations perpendiculaire à l’axe d’éjection (haut, bas, gauche, droite)

La procédure suivie pour l’ensemble de l’étude est la suivante. On met le moule en chauffe et on valide le système via le dynamomètre une fois la température de consigne atteinte. On place ensuite l’insert traité que l’on souhaite étudier, et on lance une succession d’injections pour stabiliser le moule en température. En effet, sous l’effet d’injections successives la température de surface du moule tend à augmenter jusqu’à atteindre une valeur limite. Pour suivre cette montée en température du moule, nous utilisons la température mesurée lors de l’injection en partie fixe. Cette stabilisation se produit généralement après une cinquantaine de moulées dans notre cas. Enfin nous démarrons l’acquisition proprement dite des données qui porte sur trente cycles successifs. Les conditions d’injection sont pour chaque polymère conservées constantes au cours de l’étude et sont données en annexe 5.

II.2 Etude sur dépôts DLC La première campagne a porté sur les différents traitements DLC (DLC, DLC « dopé » Si, DLC « dopé » SiO ) et le traitement SiOx évoqués dans la partie A. Il est à noter que cette étude a surtout servi à choisir le revêtement le plus performant en terme de démoulage alors même qu’ils se différencient peu en terme d’adhésion physico-chimique (cf. Partie A III.2). Nous obtenons ainsi des évolutions des forces d’éjection comparables à celles observées couramment dans la littérature comme le montre la figure 103. Nous nous sommes intéressés dans cette première étude uniquement à comparer les valeurs de pics de forces d’éjection afin de déterminer la pertinence d’utiliser un traitement DLC standard ou de s’orienter sur des traitements plus originaux du type DLC dopé Si, DLC dopé SiO2, ou encore SiOx. Les deux DLC dopé présentent en effet l’inconvénient majeur d’être des procédés en développement pour lesquels peu

- 136 -


d’informations sur les couches sont disponibles, et le dernier revêtement cité est quant à lui, assimilable à une couche de verre (amorphe) et donc très sensible à la rayure.

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2 2,5 3 3,5 4 4,5 5

temps (en s)

forc

e (e

n N

)

PoliglaceSiOx

Fig. 103 : Comparaison de l’évolution des forces d’éjection en fonction du temps pour le cas du PBT

avec l’acier poliglace et le traitement SiOx (Données campagne sur dépôts PVD) L’ensemble des valeurs de pics de force obtenus durant cette campagne sont reportés ainsi que les valeurs de température de démoulage sur les tableaux 36 et 37.

forces à l'éjection PBT SAN/ABS PC

1 DLC

moy = 1068 N Et = 16 N

Poliglace moy = 228 N

Et = 13 N

SiOx moy = 290 N

Et = 4.5 N

2 SiOx

moy = 1230 N Et = 10.5 N

SiOx moy = 298 N

Et = 5.5 N

DLC moy = 329 N

Et = 5.5 N

3 DLC dopé SiO2 moy = 1613 N

Et = 17.5 N

DLC moy = 345 N

Et = 5.5 N

DLC dopé SiO2 moy = 384 N

Et = 5.5 N

4 DLC dopé Si moy = 1655 N

Et = 13 N

DLC dopé Si moy = 405 N

Et = 11 N

DLC dopé Si moy = 405 N Et = 11.5 N

5 Poliglace

moy = 2134 N Et = 29 N

DLC dopé SiO 2

moy = 503 N Et = 7 N


Et = 6.5 N

Tab. 36 : Valeurs moyennes obtenues sur 30 cycles et écart-types correspondants obtenus pour les pics de force de démoulage

Le premier constat qui s’impose est que les forces d’éjection avec le PBT semi-cristallin sont très supérieures à celles pour les matériaux amorphes, ce qui est bien entendu lié à un retrait beaucoup plus important pour celui-ci. De plus les variations engendrées par la modification de surface sont très élevées. Par exemple, la présence d’un revêtement DLC diminue de moitié la force d’éjection

- 137 -

M. Chailly

nécessaire pour éjecter la pièce dans le cas du PBT, et le SiOx permet une réduction de 40% pour le PC. Il faut remarquer que cette présence de traitement de surface n’est pas toujours un atout, allant jusqu’à plus que doubler les forces de démoulage pour le SAN/ABS. Il apparaît donc clairement que l’impact du revêtement sur les forces dépend du polymère, ainsi l’acier poliglace qui est la surface engendrant la friction la plus importante dans le cas du polycarbonate et la plus faible pour le mélange SAN/ABS, alors même que leur retrait volumique est du même ordre de grandeur (0,8% pour le second, et 1% pour le premier). Malgré tout, quel que soit le matériau considéré, les surfaces traitées les plus aptes à réduire l’effort exercé sur la pièce en éjection sont le DLC et le SiOx. Il est donc évident que l’action du revêtement est en partie due à une adhérence différente du polymère selon la surface du moule, ce phénomène pouvant être imputé à une adhésion physico-chimique, la valeur de ce pic de démoulage correspondant au décollage de la pièce de la paroi du moule.

température au démoulage PBT SAN/ABS PC

1 DLC

moy = 79,4°C Et = 0.3°C

DLC moy = 76,8°C

Et = 0.4°C

DLC dopé Si moy = 137,2°C

Et = 0.2°C

2 DLC dopé

SiO2 moy = 79,4°C

Et = 0.2°C

SiOx moy = 77,3°C

Et = 0.4°C

Poliglace moy = 138,2°C

Et = 0.2°C

3 SiOx

moy = 80°C Et = 0.2°C


Et = 0.6°C

DLC dopé SiO2 moy = 138,3°C

Et = 0.3°C

4 Poliglace

moy = 80,8°C Et = 0.3°C

DLC dopé Si moy = 77,7°C

Et = 0.3°C

DLC moy = 138,9°C

Et = 0.2°C

5 DLC dopé Si moy = 81,1°C

Et = 0.2°C

DLC dopé SiO2

moy = 78,8°C Et = 0.4°C

SiOx moy = 139,4°C

Et = 0.2°C

Tab. 37 : Valeurs moyennes obtenues sur 30 cycles et écart-types correspondants obtenus pour les températures de démoulage

Pour rappel, la température est mesurée sur la face du cube polymère opposée à la face traitée. Les écarts de température sont faibles, de l’ordre de 2°C pour chaque polymère. Là encore, le classement obtenu dépend du polymère. Nous pouvons remarquer que le PC est démoulé à une température très proche de sa température de transition vitreuse (140°C mesurée en « midpoint », point central de la variation de Cp à la transition vitreuse) à cause d’une température de moule de 135°C, ce qui correspond aux conditions de transformation de la société ESSILOR. Le

- 138 -


SAN/ABS est pour sa part démoulé en dessous de Tg et le PBT nettement au-dessus de Tg. L’observation la plus notable est que l’on ne retrouve pas le même classement pour les forces de démoulage, ce qui signifie là encore que l’influence thermique du revêtement n’est manifestement pas le seul phénomène à considérer, mais qu’il faut y inclure le frottement polymère/surface du moule lié à la fois à la rugosité et aux interactions physicochimiques. En effet, le traitement le plus conducteur à savoir le DLC n’est pas forcément celui qui diminue le plus la température, comme on peut le voir pour le cas du PC. La seule explication possible à ce résultat est l’intervention d’une résistance thermique de contact qui dépend aussi des deux paramètres précités. Cette première étude a permis de distinguer les revêtements DLC et SiOx comme étant les plus intéressants dans le cadre de notre étude. Un autre objectif du projet MASTHER visant à augmenter la durée de vie des surfaces de moule avant rénovation de surface, le DLC fut retenu dans l’application moule plaque (Partie B) car il présente une meilleure résistance à la rayure.

II.3 Etude sur dépôts PVD et PACVD Une nouvelle campagne d’essais a été menée. Celle-ci portait sur les traitements suivants :

- Dépôts PVD : CrN et TiN, avec pour ceux-ci deux conditions de dépôt de revêtement différentes donnant lieu à deux rugosités pour une même composition physicochimique de surface, et une épaisseur sensiblement identique. Ils sont référencés respectivement anciens et nouveaux paramètres (A.P. et N.P.).

- Dépôts PACVD : SiOx et DLC, suite à l’étude précédente - Acier poliglace et Chromage dur, qui servent de surfaces de référence.

Remarque importante : Le moule a subi deux modifications au niveau du noyau, pour optimiser la mesure en guidant plus cet axe le long de la direction d’éjection par réduction du jeu entre noyau et carcasse du moule. Cette opération explique la différence de résultats obtenus entre cette campagne et la précédente. Les résultats obtenus pour les trois polymères sont présentés dans les figures 104, 105 et 106, et les valeurs des maxima de température et de force sont reportés dans les tableaux suivants (38 et 39).

- 139 -

M. Chailly

Les évolutions de force au cours du temps sont là aussi classiques de celles observées dans la littérature, avec une augmentation très rapide jusqu’à un pic qui correspond à la rupture de l’adhésion physique à l’interface moule/polymère, et une décroissance plus lente, correspondant à une phase de frottement dynamique, qui est lié à la présence d’un angle de dépouille faible (0,5°).

forces à l'éjection PBT SAN/ABS PC

1 Cr dur

moy = 682 N Et = 10 N


Et = 2,6 N

CrN (A.P) moy = 346N

Et = 3N

2 CrN (N.P)

moy = 1003N Et = 7,8N

SiOx moy = 283 N Et = 4,3 N)

TiN (A.P) moy = 348N

Et = 3,6N

3 CrN (A.P)

moy = 1011N Et = 8,9N

DLC moy = 316 N

Et = 2,1 N

TiN (N.P) moy = 365N

Et = 6N

4 DLC

moy = 1015 N Et = 39 N

TiN (N.P) moy = 394N Et = 10,5N

SiOx moy = 378 N

Et = 6,5 N

5 TiN (A.P)

moy = 1113N Et = 5,6N

CrN (A.P) moy = 411N

Et = 9,8N

DLC moy = 380 N

Et = 5.5 N

6 SiOx

moy = 1169 N Et = 12 N

CrN (N.P) moy = 463N

Et = 6,7N

CrN (N.P) moy = 392N

Et = 3N

7 TiN (N.P)

moy = 1348N Et = 5,7N

TiN (A.P) moy = 604N Et = 13,4N

Cr dur moy = 411N

Et = 4N

8 Poliglace

moy = 1576 N Et = 16 N

Poliglace

moy = 501 N Et = 11,6 N

Tab. 38 : Valeurs moyennes obtenues sur 30 cycles et écart-types correspondants obtenus pour les pics de force de démoulage

Pour le polycarbonate, nous observons peu de différences entre les revêtements, à l’exception notable de l’acier poliglace qui présente une décroissance beaucoup plus longue, et du chrome qui engendre un pic de force de démoulage très supérieur aux autres surfaces. Il faut aussi noter qu’une rugosité plus élevée semble améliorer le démoulage puisque le CrN (A.P.) et TiN (A.P.) plus rugueux induisent des forces d’éjection plus faibles que leurs homonymes avec de nouveaux paramètres (11,7 et 4,7% respectivement).

- 140 -


0

100

200

300

400

500

2 2,1 2,2 2,3 2,4 2,5 2,6Temps (en s)

Forc

e d'

éjec

tion

(en

N)

AcierpoliglaceDLC

SiOx

TiN (A.P.)

TiN (N.P.)

CrN(N.P.)CrN(A.P.)Cr

Fig. 104 : Comparaison de l’évolution des forces d’éjection en fonction du temps pour le cas du PC

Les temps pour lesquels les forces sont mesurables sont très courts, de l’ordre de 0,15s (hormis le cas du poliglace), ce qui signifie que dès lors que le cube a été déplacé par la plaque d’éjection de 2,25 mm par rapport à l’insert, soit une interphase (moyennée sur les 4 faces) d’air entre surface du moule et pièce de 200µm, cette dernière est totalement détachée du moule. Le résultat pour le poliglace est alors d’autant plus surprenant puisqu’il correspondrait à une interphase de 800µm. Cependant il est nécessaire de prendre en compte le fait que la température de la pièce est proche de celle de transition vitreuse, ceci pouvant générer que le retrait se poursuive lors de l’éjection, conduisant à une surestimation de l’interphase.

0

100

200

300

400

500

600

700

2,1 2,15 2,2 2,25 2,3 2,35 2,4 2,45 2,5

Temps (en s)

Forc

e d'

éjec

tion

(en

N) Acier

poliglaceDLC

SiOx

TiN (A.P.)

TiN (N.P.)

CrN (N.P.)

CrN (A.P.)

Fig. 105 : Comparaison de l’évolution des forces d’éjection en fonction du temps pour le cas du

SAN/ABS

- 141 -

M. Chailly

Le cas du SAN/ABS diffère quelque peu de celui du PC, on observe une plus grande distinction entre les traitements de surface de moule accroissant les forces d’éjection jusqu’à les doubler pour le TiN(A.P.). Les temps de sollicitation de l’insert par la friction avec la surface de la pièce sont du même ordre de grandeur que pour le PC (0,2s) car le retrait volumique est proche pour ces deux matériaux. Le rôle de la rugosité n’est pas aussi évident que dans le cas du PC. Ainsi si un aspect de surface du moule plus rugueux diminue les forces pour le CrN, il les accroît considérablement dans le cas du TiN (d’environ 33%). Ceci est dû au fait que la rugosité est pour le CrN lié à une rugosité de surface moyenne plus élevée sous forme de croissance colonnaire, créant des interstices d’air plus nombreux alors que la rugosité du TiN est lié à des projections locales de titane solide créant localement des points d’ancrage mécanique important, comme évoqué en Partie A. Cet effet est très manifeste dans le cas du SAN/ABS car la phase élastomérique de l’ABS lors de sa relaxation dans le moule pousse le matériau à venir « épouser » ces pointes lors du refroidissement, ce qui générera des rayures sur les cubes injectés comme montré au paragraphe suivant (II.4). Les traitements CrN et TiN sont dans leur ensemble moins performants que les traitements DLC et SiOx pour la réduction des forces de démoulage avec ce matériau.

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2 2,5 3 3,5 4Temps (s)

Forc

e d'

éjec

tion

(N)

acierpoliglace

DLC

SiOx

TiN(A.P.)

TiN(N.P.)

CrN(N.P.)

CrN(A.P.)

Cr

Fig. 106 : Comparaison de l’évolution des forces d’éjection en fonction du temps pour le cas du PBT

Pour le PBT, l’influence des revêtements est là aussi notable avec une réduction de 30% en moyenne des forces d’éjection, et même 50% dans le cas du chromage dur. La diminution importante des valeurs de force obtenues avec l’acier poliglace est due aux modifications apportées au moule. Les temps de « contact intime» polymère/moule sont beaucoup plus longs (1,3 s environ) et les forces plus élevées à cause de la nature semicristalline du polymère. Les températures de démoulage se situant au-delà de la transition vitreuse, il est

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évident que le calcul de la couche d’air interstitiel n’aurait pas de sens car un retrait lors du démoulage se produit, réduisant l’épaisseur de cette couche au fur et à mesure de l’éjection. Si l’on compare l’évolution de ces courbes de force au cours du temps à celles des matériaux amorphes, la décroissance de la force indique une phase de friction dynamique entre polymère et moule. En effet, pour des temps supérieurs à 3 s, seul la moitié de la pièce est en contact avec le moule, et le contact est un frottement solide/solide au sens tribologique du terme. Les traitements TiN et SiOx semblent les moins aptes à réduire les forces et les nitrures de chrome donnent les meilleurs résultats. Il faut noter comme dans le cas du SAN/ABS un effet variable de la rugosité. Ainsi, la diminution de cette dernière ne modifie en rien le comportement au démoulage du CrN alors qu’elle diminue drastiquement l’amélioration apportée par le TiN. Pour ce revêtement, l’effet de la rugosité est d’ailleurs antagoniste de celui pour le SAN/ABS, le matériau ayant une composante élastique moindre à l’état fondu.

température au démoulage PBT SAN/ABS PC

1 Cr

moy = 71,1°C Et = 0,4°C

TiN (N.P) moy = 77,1°C

Et = 0,4°C

Cr moy = 132,1°C

Et = 0,8°C

2 TiN (A.P)

moy = 71,1°C Et = 0,8°C

TiN (A.P) moy = 77,6°C

Et = 0,5°C

CrN (A.P) moy = 132,2°C

Et = 1°C

3 CrN (N.P)

moy = 71,5°C Et = 0,7°C

CrN (N.P) moy = 77,7°C

Et = 0,6°C

TiN (N.P) moy = 132,5°C

Et = 1°C

4 TiN (N.P)

moy = 71,9°C Et = 0,8°C

CrN (A.P) moy = 77,9°C

Et = 0,6°C

SiOx moy = 133°C

Et = 0,9°C

5 CrN (A.P)

moy = 72,7°C Et = 0,8°C


Et = 0,6°C

CrN (N.P) moy = 133°C

Et = 0,3°C

6 SiOx

moy = 73,9°C Et = 0,5°C

DLC

moy = 133,5°C Et = 0,7°C

7 DLC

moy = 74°C Et = 0,6°C

TiN (A.P)

moy = 133,9°C Et = 0,6°C

8 Poliglace

moy = 74,2°C Et = 0,7°C

Tab. 39 : Valeurs moyennes obtenues sur 30 cycles et écart-types correspondants obtenus pour les températures de démoulage

Les écarts entre températures de démoulage sont du même ordre de grandeur que pour l’étude portant sur les DLC soit 2°C pour les amorphes, et légèrement supérieur dans le cas du PBT. Cette faible influence thermique s’explique par l’épaisseur des revêtements à savoir quelques microns pour les dépôts PACVD et PVD, et 25 µm pour le chrome.

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M. Chailly

Que ce soit pour le PBT ou pour le SAN/ABS, les revêtements entraînent une température de démoulage inférieure à celle de l’acier (ainsi que des dépôts PACVD pour le PBT).

II.4 Influence du feutrage La rugosité est apparue comme un paramètre clé pour les forces de démoulage. En outre, les aspects de surface des pièces injectées avec les différents revêtements étaient plus rugueux que l’état de surface obtenu avec un acier poliglace (cf. Partie A II.1). Les cubes traités ont donc été repolis par feutrage afin de diminuer cette rugosité de surface, particulièrement au niveau des arêtes du cube, pour voir l’influence de cette rugosité sur les efforts de démoulage et l’aspect des pièces. Ce repolissage n’a porté que sur deux faces contiguës du cube pour permettre une comparaison de l’état de surface des pièces dans des conditions d’injection identiques. Les figures 107 et 108 montrent l’évolution de surface du traitement due au feutrage au niveau des arêtes et du centre. Le tableau 40 résume les évolutions de la rugosité correspondante.

Fig. 107 : Aspect de surface du revêtement CrN sur le bord du cube (à gauche) et au centre du cube (à droite) avant feutrage. Vue au microscope optique en réflexion (grossissement *20)

Fig. 108 : Aspect de surface du revêtement CrN sur le bord du cube (à gauche) et au centre du cube (à droite) après feutrage. Vue au microscope optique en réflexion (grossissement *20)

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TiN CrN N° face

R% Rugo centre (µm)

Rugo gaine (µm)

R% Rugo centre (µm)

Rugo gaine (µm)

Avant 51 Ra = 0,019 Rz = 0,457

Ra = 0,022 Rz = 0,453

42 Ra = 0,016 Rz = 0,257

Ra = 0,048 Rz = 0,301

1

Aprés 52 Ra = 0,015 Rz = 0,132

Ra = 0,016 Rz = 0,143

52 Ra = 0,014 Rz = 0,107

Ra = 0,019 Rz = 0,183

Avant 52 Ra = 0,019 Rz = 0,345

Ra = 0,022 Rz = 0,353

43 Ra = 0,019 Rz = 0,187

Ra = 0,048 Rz = 0,309

2

Aprés 52 Ra = 0,015 Rz = 0,136

Ra = 0,018 Rz = 0,157

52 Ra = 0,014 Rz = 0,114

Ra = 0,021 Rz = 0,208

Tab. 40 : Evolution de l’état de surface mesuré avant et après feutrage par réflectivité et rugosité Les résultats sont présentés sur le tableau 41. Le nitrure de titane varie faiblement par rapport à l’étude précédente dans le cas du PBT, et montre une réduction des forces sur les deux polymères amorphes d’environ 25%. Le nitrure de chrome voit son influence totalement modifiée par le polissage avec les pics de force les plus élevés quel que soit le polymère considéré.

forces à l'éjection PBT PC SAN/ABS

1 TiN moy=1382N, Et=8N

TiN moy=281N, Et=3N

Poliglace moy=234N, Et=3N

2 Poliglace moy=1806N, Et=8N

Poliglace moy=415N, Et=7N

TiN moy=292N, Et=12N

3 CrN moy=1902N, Et=37N

CrN moy=493N, Et=13N

CrN moy=383N, Et=36N

Tab. 41 : Forces de démoulage avec les cubes feutrés Nous retrouvons ici avec le revêtement CrN dans le cas du PBT le phénomène évoqué par Sasaki[79]. En deçà d’une valeur limite de rugosité, les forces d’éjection s’accroissent très rapidement, par augmentation de l’adhésion physique polymère/substrat. Le même résultat est observé pour le PC. Pour le SAN/ABS, l’impact de la rugosité est moindre avec ce traitement. L’explication est visible sur l’aspect des pièces injectées observé en microscopie électronique à balayage. Ces pièces ont été préalablement métallisées et l’on observe un voile laiteux près des arêtes du cube, là où la rugosité est la plus grande.

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M. Chailly

Fig. 109 : Surface d’une pièce de PC observée en microscopie à balayage pour le traitement CrN avant

(à gauche) et après feutrage

Les figures 109 et 110 dénotent clairement une condition de contact lors de l’éjection très différente suivant la rugosité du traitement. Les rayures créées lors de cette phase sont notamment moins nombreuses et plus visibles et la texture de surface plus lisse, d’où une surface de contact plus grande entre polymère et substrat qui accroît l’adhésion physicochimique.





- 146 -


Pour le SAN/ABS, la rugosité de surface diminue visiblement mois d’où l’impact plus faible du feutrage. L’origine de la rugosité pour le TiN est différente, il ne s’agit pas de rugosités plus ou moins uniformément réparties sur la surface du moule suite à une croissance particulière du dépôt comme il est observé majoritairement sur le CrN, mais de particules de titane projetées sur la surface. La diminution de la réflectivité des surfaces polymères injectées avec ce substrat est donc due uniquement à des rayures créés par ces « pics » lors de l’éjection comme le montre la figure 112. Le même type d’observation peut être fait pour tous les polymères. Ce phénomène est aussi observable sur le CrN mais de manière beaucoup moins notable, le procédé de dépôt étant mieux maîtrisé.

Fig. 112 : Trous formés sur les pièces dans le cas du PC et rayures induites (Grossissement 2000 à

gauche et 600 à droite) La diminution de rugosité consistant alors lors du feutrage à éliminer les particules en surface de plus grande taille, l’impact est donc forcément de réduire les forces de démoulage. En effet, l’ancrage mécanique diminue nettement alors même que la surface de contact polymère/moule lors du décollage est pratiquement identique, d’où une adhésion faiblement affectée.

II.5 Conclusions Les forces de démoulage sont notablement influencées par la présence à la surface du moule d’un revêtement de surface. Pour étudier ce phénomène nous avons utilisé un moule instrumenté qui permet de mesurer les forces exercées par la pièce polymère lors du démoulage sur la surface d’un insert cube. Une première étude a permis de choisir parmi un panel de traitements PACVD comprenant divers DLC et un SiOx lesquels seraient les plus aptes à réduire ces

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M. Chailly

forces. Il a été observé dans ce cadre une réduction de celles-ci pouvant atteindre être très importantes, jusqu’à 50% pour le PBT. De plus, ces dépôts ont un faible impact sur la thermique de refroidissement des pièces à cause de leur faible épaisseur, de l’ordre de 2°C. D’autres traitements ont ensuite été étudiés, des dépôts PVD ainsi qu’un acier poliglace et une surface chromée. Tout comme pour les DLC, un fort impact des traitements de surface est apparu. Nous avons pu observer que le comportement des polymères amorphes se distinguait de celui du PBT semi-cristallin en termes d’évolution de la force au cours du temps, ceci étant associé à un retrait plus élevé. Ainsi, le PC et le SAN/ABS présentent surtout une phase de décollement de la pièce alors que les pièces en PBT frottent le long de la surface du moule pendant une grande partie de l’éjection. Un autre aspect important qui ressort est l’influence spécifique à chaque polymère des traitements. Ainsi le nitrure de chrome, qui diminue les forces de démoulage (relativement à l’acier poli) dans le cas du PC et du PBT, les augmentera pour un mélange SAN/ABS. Il faut relier cela à un comportement rhéologique (à l’état solide) propre au matériau qui selon le traitement et sa rugosité va influencer le frottement d’une part, et à l’adhésion physicochimique qui se développe à l’interface moule/polymère d’autre part. Les résultats sur les forces ne permettant pas une bonne distinction entre des différents aspects, nous avons les avons traduits en terme de travail d’éjection ce qui est l’objet de la partie suivante. Malgré tout une étude portant spécifiquement sur la rugosité a été menée et montre que celle-ci joue un rôle important. Le type de rugosité apparaît être un paramètre clé de cet impact car deux topographies de surface différentes (TiN et CrN) sont affectées de façon contraire par une opération de repolissage de la surface après dépôt. Le nitrure de chrome voit sa performance en termes de diminution des forces d’éjection faiblement modifiée dans le cas du SAN/ABS, et fortement réduite pour le PC et le PBT, alors que pour le TiN, elle est améliorée avec tous les polymères. Ce paramètre déterminant peut donc être modifié par les conditions de traitements (cas des dépôts anciens et nouveaux paramètres), une action de polissage ; ou bien encore, comme montré en Partie A pour les DLC, par la nature de l’acier qui va par la présence d’inclusions plus ou moins bien réparties (taille, dispersion) influer sur la croissance du dépôt et sa topographie finale de surface.

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Chapitre III : Travail d’éjection L’analyse des résultats de forces de démoulage indique un comportement spécifique du matériau vis-à-vis des revêtements, avec l’intervention de plusieurs paramètres (rugosité, adhésion physicochimique, nature du polymère). L’effet observé étant le cumul de ces différentes contributions, nous avons tenté d’exploiter ces résultats pour mieux appréhender le rôle de chacune. Une première approche a consisté à traduire ces phénomènes en termes d’énergie nécessaire au démoulage de la pièce.

III.1 Méthode d’analyse Un des intérêts de l’utilisation d’une presse à injecter électrique est de pouvoir contrôler à tout moment la position et le déplacement de la plaque d’éjection. Ainsi dans tous les essais que nous avons mené, celle-ci se déplace lors de l’éjection à une vitesse constante de 15 mm/s. Ceci nous a permis de calculer, à partir des mesures de forces instantanées, le travail qui était nécessaire au démoulage de la pièce, obtenant ainsi le cumul de cette énergie au cours du temps sur la période de 2 s que dure l’éjection de la pièce. Nous utilisons pour ce faire les relations suivantes :

( ) ( ). ( )P t F t v t=

0Où P(t) et W(t) sont la puissance et le travail de démoulage cumulé à l’instant t respectivement, F(t) la valeur de force mesurée à ce même instant, v(t) la vitesse d’éjection instantanée.

( ) ( ). ( ).t

W t F t v t dt= ∫

En réalité, la vitesse d’éjection est constante à v=15mm/s). ( ) . ( ).

i

i it

W t v F t t∆

= ∆∑

∆ti est l’intervalle de temps entre deux mesures. La sommation s’effectue pour les ti compris ente 0 et t. L’acquisition s’effectuant à 1kHz (fréquence f), on obtient :

( ) ( )i

it

vW t F tf ∆

= ∑

Par souci de s’affranchir d’éventuelles instabilités ponctuelles dans le déplacement de la queue d’éjection et d’erreurs d’arrondis par le système d’acquisition, les résultats seront malgré tout présentés sous la forme W=f(déplacement).

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M. Chailly

III.2 Résultats

III.2.1 Cas des polymères amorphes Les résultats obtenus pour les forces de démoulage obtenues pour le PC et le SAN/ABS sont présentés sur les figures 113 et 114.

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

0 5 10 15 20 25 30 35Déplacement plaque éjection (en mm)

W (e

n J)

TiN NPPGCrN APTiN APCrN NPSiOxDLC

Fig. 114 : Comparaison de l’évolution du travail d’éjection en fonction du déplacement pour le cas du

SAN/ABS

Les énergies mises en cause varient entre 0,3 et 0,9J, et l’on distingue de façon plus évidente l’impact de la surface. Pour le SAN/ABS, il apparaît de façon deux phases distinctes lors de l’éjection. La première dite phase statique est le décollement de la pièce et se traduit par un accroissement très rapide du travail. Ceci se produit sur un laps de temps très bref, de l’ordre de 0,2 s qui est identique avec tous les traitements, ce qui est normal, car les températures des pièces sont semblables donc le retrait varie très peu selon le revêtement. La seconde phase correspond au frottement dynamique qui a lieu lors du mouvement du moule le long de l’insert. Comme le retrait est faible, et de par la présence d’un angle de dépouille, cette phase ne contribue que faiblement au travail d’éjection.

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L’acier poliglace, le SiOx et le DLC sont clairement ceux sur lequel le SAN/ABS adhère le moins, avec des valeurs de 30 à plus de 200 % inférieures à celles obtenues pour les revêtements PVD. Par comparaison pour les traitements PVD entre anciens et nouveaux paramètres, nous voyons que la diminution de rugosité a engendré pour le TiN une réduction de 44% de l’énergie nécessaire pour démouler alors que pour le CrN elle s’est accrue de 20%. Nous voyons ici le même phénomène que celui évoqué pour le PC et le PBT dans le cas du feutrage.

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1

0 5 10 15 20 25 30 35

Déplacement plaque éjection (en mm)

W (e

n J)

TiN NPPGCrN APTiN APCrN NPSiOxDLCCr

Fig. 114 : Comparaison de l’évolution du travail d’éjection en fonction du déplacement pour le cas du

PC

Le cas du PC présente la même forme d’évolution car il est lui aussi amorphe, donc avec un faible retrait. Les valeurs mesurées sont là aussi comprises entre 0,3 et 0,9J, et nous retrouvons cette rupture de pente qui marque la distinction entre les deux phases. Cependant, la phase de frottement dynamique semble contribuer de manière plus importante au travail. Ainsi, pour l’acier poli, le chrome, le CrN (N.P. et A.P.) et le TiN (N.P.), la part de ce frottement dans l’énergie totale est de 20 à 33%, alors que dans le cas du TiN, le DLC et le SiOx cette part est inférieure à 10%. On peut classer les surfaces en groupes selon l’énergie fournie au moment de la rupture de pente (Tab. 42). En effet, c’est lors de la phase de décollement que va être créée la majeure partie des rayures (comme le montre les clichés MEB cf. § II.4), ce qui montre que le CrN (A.P.) est le plus performant, suivie des TiN (A.P.) et CrN (N.P.), puis le SiOx, le DLC et le TiN (N.P.), et enfin l’acier poliglace et le chrome.

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M. Chailly

Nous pouvons observer que ce classement diffère quelque peu de celui obtenu au niveau des pics de force de démoulage.

Travail (en J) SAN/ABS PC

1 Poliglace 0,21

CrN (A.P) 0,17

2 SiOx 0,22

CrN (N.P) 0,22

3 DLC 0,26

TiN (A.P) 0,23

4 TiN (N.P) 0,35

SiOx 0,32

5 CrN (A.P) 0,38

TiN (N.P) 0,33

6 CrN (N.P) 0,47

DLC 0,35

7 TiN (A.P) 0,62

Poliglace 0,40

8 Cr 0,58

Tab. 42 : Comparaison des valeurs de travail (en J) à la fin de la phase de décollement pour les

matériaux amorphes Si l’on s’intéresse à la rugosité des dépôts PVD, la réduction de celle-ci accroît de 50% le travail d’éjection pour le CrN et de 68% pour le TiN. En comparant ces résultats avec ceux obtenus pour le feutrage, nous obtenons les mêmes tendances pour le CrN, mais contraire dans le cas du TiN. L’explication est à trouver au niveau de la température de démoulage qui est légèrement supérieure dans le cas du TiN (A.P.). Or comme celle-ci est proche de la transition vitreuse, la rigidité de la couche de polymère en contact avec la paroi du moule est en conséquence réduite, ce qui diminue le travail d’éjection.

Comparons maintenant ces résultats avec ceux obtenus en termes d’énergies d’adhésion par la méthode de la goutte posée (cf. Partie A). Si nous rapportons ces énergies à la surface de contact entre polymère et moule par extrapolation de ces valeurs à la température d’interface, nous obtenons les résultats suivants (cf. Tab. 43) en supposant un contact parfait.


PC 0,41 0,43 0,41 0,49 0,53 0,37 0,35

SAN/ABS 0,40 0,43 0,42 0,45 0,46 0,37 0,37 Tab. 43 : Energies d’adhésion mises en œuvre dans le cas des polymères amorphes (en J)

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Il est aisé de voir que les ordres de grandeur des énergies mises en œuvre sont les mêmes, ce qui constitue un autre indice que le démoulage de la pièce est surtout dépendant de l’adhésion thermoplastique moule dans le cas des polymères amorphes.

III.2.2 Cas du polymère semi-cristallin Le PBT présente du fait de sa nature semicristalline un comportement qui est très différent comme le montre la figure 115.

0

2

4

6

8

10

12

14

0 5 10 15 20 25 30 35Déplacement plaque éjection (en mm)

W (e

n J)

Cr

TiN NP

PG

CrN NP

TiN AP

CrN AP

SiOx

DLC

Fig. 115 : Comparaison de l’évolution des travail d’éjection en fonction du déplacement pour le cas du

PBT

Tout d’abord les valeurs de travail sont bien plus élevées, de 5 à 12J et l’impact de chaque traitement se distingue plus nettement. Il ressort que tous les traitements facilitent le démoulage. Le cas du chrome est évidemment le plus marquant avec un travail trois fois moins important qu’avec l’acier. Mais surtout, la rupture de pente observée pour les polymères amorphes n’est plus visible. Le travail cumulé peut être représenté suivant une loi de type :

0( ) 1 c

ttW t K e−⎛ ⎞

= −⎜ ⎟⎜ ⎟⎝ ⎠

Avec : K une énergie caractéristique de l’adhérence surface du moule/polymère tc un temps caractéristique du démoulage de la pièce (pour notre géométrie). Il dépend notamment de la nature du dépôt, et de son épaisseur. K0 l’énergie totale nécessaire au démoulage (donnée par le modèle), très proche de la valeur mesurée

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M. Chailly

N.B. : On néglige le temps compris entre 0 et 0,3s (soit 1 mm de déplacement) qui correspond au temps pour que la queue d’éjection vienne en appui sur la plaque dévêtisseuse. Le tableau 44 donne ces différentes grandeurs pour le PBT. Les temps caractéristiques sont proches, hormis pour l’acier poliglace et le chrome. Ils traduisent le passage d’un état de décollage de la pièce à la phase de frottement dynamique. Lors de la première étape interviennent conjointement les interactions physicochimiques de surface, l’énergie nécessaire à la création d’une « interphase » d’air entre moule et matériau polymère et les contraintes exercées par le retrait de la pièce. Lors de la seconde il s’agit d’un frottement purement tribologique.

Acier Cr CrN(A.P.) CrN(N.P.) TiN (N.P.) TiN (A.P.) DLC SiOx

tc (en s) 0,555 0,492 0,435 0,411 0,443 0,429 0,445 0,441

K0 (en J) 13,03 5,04 6,86 6,23 8,99 7,30 7,07 8,05

Coefficient de corrélation 0,994 0,998 0,996 0,997 0,997 0,996 0,997 0,997

Travail total mesuré (en J) 12,28 4,89 6,68 6,10 8,73 7,10 6,89 7,87

K0/tc (en J/s) 23,48 10,24 15,77 15,16 20,29 17,02 15,89 18,25

Tab. 44 : Grandeurs caractéristiques du travail pour le PBT Cette transition n’est pas brutale comme dans le cas des polymères amorphes, car dans leur cas la phase de frottement dynamique est faible voire quasi inexistante. Le temps tc indique l’instant où le frottement devient le phénomène prépondérant. Les temps caractéristiques observés pour l’acier poliglace et le chrome sont proches alors que les pics de force de démoulage de ces revêtements représentent les valeurs extrêmes mesurées lors de cette campagne d’essais. Ceci prouve que ce temps est propre au couple polymère/surface de moule, et non un artefact de mesure induit par le temps de réponse du capteur, car dans ce cas, tc s’accroîtrait avec l’augmentation de la force mesurée, hypothèse qui était déjà peu probable au vu du temps de réaction d’un capteur à quartz (de fréquence 60 kHz). En réalité le phénomène qui va créer en surface des rayures va être dirigée par la puissance fournie à l’interface soit :

0( ( )) . c

tt

c

Kd W t edt t

−

=

- 154 -


Le terme pré exponentiel (dont les valeurs sont reportées sur le tableau 44) conditionne la « performance » du revêtement lors du démoulage. Plus celui-ci est grand, plus importantes seront les contraintes exercées à la paroi du moule, et plus on générera de défauts de surface. On retrouve évidemment le classement obtenu directement pour le travail mais on peut constater que l’écart entre les dépôts PVD et PACVD est moins important. En particulier, à t= 0 s, celui-ci traduit la puissance fournie à la pièce aux premiers instants du décollage, et donc une estimation de l’adhérence polymère/surface du moule. Pour ce qui concerne les paramètres de dépôt PVD et la modification de rugosité induite, le travail augmente de 0,6J en améliorant l’état de surface alors qu’il diminue d’autant pour le CrN.

III.3 Conclusions Afin de pouvoir comprendre l’influence de la présence d’un revêtement de manière plus évidente que par la simple mesure de forces de démoulage, nous avons calculé le travail d’éjection, travail transmis par la pièce polymère à l’insert cube. Cela nous a permis de mettre en évidence la décomposition de l’étape d’éjection en deux phases, l’une de décollage de la pièce et l’autre de frottement dynamique, et un comportement très différent selon la nature du polymère. La phase de décollage traduit la rupture des liaisons physicochimiques à l’interface, ainsi qu’une transition entre un frottement statique et un frottement dynamique. Celle-ci est due à la formation d’une couche d’air entre polymère et moule, ainsi qu’à la génération de rayures en surface de la pièce, et aux contraintes de retrait dans une moindre mesure. La phase dynamique correspond à un régime établi de frottement, pour laquelle seule la propagation de rayures, et l’action du retrait interviennent. Les polymères amorphes ayant un faible retrait volumique, seule la phase de décollement intervient, le frottement dynamique étant peu voire pas notable lors de l’éjection. Cette phase est très rapide, de l’ordre de 0,2s dans notre cas, et le passage à la phase dynamique se manifeste par une rupture brutale de pente au niveau du travail d’éjection. L’adhérence entre surface du moule et polymère devient donc déterminante dans la génération de défauts, et la valeur du travail à la rupture de pente permet d’estimer cette adhérence pour les polymères amorphes. L’étude de l’éjection par le travail permet de mieux appréhender aussi l’impact de chaque surface pour le cas du PBT. Nous avons pu constater que le travail cumulé

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M. Chailly

obéissait à une loi de type exponentielle. Mais ceci présente deux inconvénients. Tout d’abord, elle ne permet de différencier les contributions des phases statique et dynamique par manque d’une transition brutale, même si un temps caractéristique donne l’échelle de temps sur laquelle la première se produit, qui est par ailleurs nettement supérieure à celle mesurée pour les polymères amorphes. En outre, elle implique de considérer préférentiellement le travail instantané afin de ne pas surestimer l’action de la surface. Néanmoins, ce dernier nous donne une évaluation au moins qualitative de l’adhérence polymère dépôt lors de l’étape de décollage du cube.

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Chapitre IV : Frottement L’étude du travail d’éjection nous a permis de mieux comprendre les phénomènes présents lors de l’éjection. Elle nous a en outre fourni des ordres de grandeur des énergies d’adhérence entre polymère et insert cube, lors de la phase de décollage. Cependant très peu d’informations concernant le frottement dynamique ont été obtenus. C’est pourquoi nous avons développé suivant l’exemple de Pouzada&al.[77] pour des inserts coniques, un modèle adapté à notre géométrie permettant d’obtenir le coefficient de frottement dynamique apparent à partir de la force mesurée et de grandeurs caractéristiques de la géométrie de la pièce et des propriétés physiques du matériau.

IV.1 Modèle du coefficient de frottement apparent Le modèle le plus simple pour définir la force d’éjection est le modèle de Kaminski mais il est encore couramment utilisé, et nous l’emploierons sous forme modifié pour définir le frottement s’opérant lors de l’éjection. Il s’exprime sous la forme : Fe=µpAA avec Fe force d’éjection, µ le coefficient de frottement, pA la pression exercée due au retrait de la pièce et A l’aire de contact. Dans notre cas, nous pouvons établir l’équilibre des forces suivant (cf Fig. 116).

Fig. 116 : Equilibre des forces à la paroi du moule

Avec F la force mesurée par le capteur Fn la force normale du frottement Ft la force tangentielle du frottement Fr la force exercée par le retrait de la pièce à la paroi.

Fn Ft

F y

Fr

x β

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M. Chailly

Fr a été définie par Pouzada [77] dans le cas de pièces cylindriques coniques et fait intervenir le retrait de la pièce et les propriétés mécaniques du matériau, ainsi que la géométrie de l’insert. Il s’exprime ici par : 4 . ( ).r TF l m t σ= On retrouve la formulation de Kaminski avec 4 . ( )A l m t= Par projection sur les axes x et y on obtient :

.sin .cos .sin 0r t nF F F Fβ β β− − + = .cos .sin .cos 0r t nF F Fβ β β− + + =

La loi de Coulomb nous donne .t nF Fµ= Soit :

1 .tanr

nFF

µ β=

+

Par projection sur l’axe de démoulage, qui est la direction des forces mesurées par le capteur, et substitution de Fn et de Ft par Fr, la relation donne :

. 1 tan . tan.cos .cosr r

F FµF F

β ββ β

⎛ ⎞⎛ ⎞= + −⎜ ⎟⎜ ⎟⎜ ⎟⎝ ⎠⎝ ⎠

Nous obtenons donc la formulation suivante du coefficient de frottement apparent pour notre géométrie. :

( )( )4 . ( ). .cos tan .(sin .4 . ( ). )T T

F ttl m t l m t F

µσ β β β σ

=+ −

Avec µ(t) coefficient de frottement dynamique apparent à l’instant t F(t) la force mesurée au même instant l la largeur du cube (en face interne) m(t) est la hauteur du cube encore en contact avec l’insert à l’instant t β est l’angle de dépouille de l’insert cube .T E Sσ = où E est le module d’Young du matériau à la température de démoulage et S le retrait de la pièce Toutes ces grandeurs sont exprimées en unités standard du système international.

- 158 -


IV.2 Données expérimentales

IV.2.1 Retrait Le modèle nécessite de connaître le retrait pour chaque couple polymère/surface de moule. Nous avons mesuré les pièces injectées au profilomètre. Pour ce faire, nous avons utilisé les pièces conservées lors des campagnes d’injection et quantifié la distance entre deux faces opposées (fig. 117), et l’insert cube en acier poliglace. Le retrait ou plus exactement la déformée est assimilé à l’écart entre cotes de l’insert et dimensions de la pièce finale (moyennées sur 3 pièces). Les résultats correspondants sont présentés sur le tableau 45.

Fig. 117 : Vue de la base du cube modélisée sous Moldflow et distances interfaciales mesurées

Cube Poliglace DLC SiOx TiN (A.P)

TiN (N.P)

CrN (N.P)

CrN (A.P) Cr

PBT

MOYENNE TOTALE 35,946 32,808 33,240 33,256 33,003 33,072 33,021 32,946 32,951

% par

rapport au Cube

8,74 7,54 7,49 8,20 8,01 8,15 8,36 8,34

SAN/ABS

MOYENNE TOTALE 35,946 35,642 35,661 35,637 35,679 35,686 35,663 35,659

% par

rapport au Cube

0,85 0,79 0,86 0,74 0,72 0,79 0,80

PC

MOYENNE TOTALE 35,946 35,539 35,565 35,571 35,578 35,591 35,648 35,582

% par

rapport au Cube

1,13 1,06 1,04 1,02 0,99 0,83 1,01

Tab. 45 : Valeurs nominales des distances interfaciales et déformée calculée par rapport à l’insert cube exprimées en mm et en % par rapport aux cotes de l’insert

- 159 -

M. Chailly

Les valeurs de déformée sont de l’ordre de 1% pour le PC, 0,8% pour le SAN/ABS et 8% pour le PBT, soit pour une seule face du cube 0,5% (PC), 0,4% (SAN/ABS) et 4% (PBT). Les écarts relatifs induits par la présence des revêtements sont de 4, 6, et 7,8 % respectivement pour le PBT, le SAN/ABS et le PC, le cube injecté en acier poliglace servant de référence. On voit donc ici l’action thermique des revêtements même si les variations restent faibles. Pour le calcul du coefficient de frottement apparent, nous retiendrons la moitié de la valeur exprimée dans la figure 163 pour disposer de valeurs relatives à une face dans le cas des polymères amorphes car la température de démoulage mesurée est inférieure à la température de transition vitreuse. Pour le PBT, nous démoulons la pièce à une température supérieure à Tg et donc celle-ci subit un post-retrait une fois éjectée du moule qui augmente la valeur de déformée mesurée par rapport à celle rencontrée lors de l’éjection. Nous prendrons donc la valeur de référence du retrait soit 1,5% pour l’acier poliglace et calculerons les retraits pour les autres surfaces en prenant en compte cette référence et les écarts relatifs observées sur les distances interfaciales.

IV.2.2 Détermination du module d’Young Le module d’Young est évalué en mesurant l’évolution du module de cisaillement G sur un rhéomètre ARES de la société Rheometrics. Celui-ci est ensuite corrélé au module d’Young par la relation :

E=2G(1+ ν) Où ν est le coefficient de Poisson du matériau G a été évalué par cisaillement en mode dynamique à 0,1 rad/s avec 0,5% de déformation en faisant varier linéairement la température et en mesurant le module de G*. Une étude préalable a permis de s’assurer que cette déformation correspondait au domaine linéaire du matériau en mesurant G*(γ) avec un cisaillement à 0,1 rad/s à la plus basse température considérée pour chaque polymère (où γ est la déformation). Pour la température, nous prendrons comme valeur de référence celle fournie par la caméra infrarouge. Les résultats sont présentés sont présentés sur les figures 118, 119 et 120.

- 160 -


2,5

2,7

2,9

3,1

3,3

3,5

3,7

25 35 45 55 65 75 85 95

Température (°C)

Mod

ule

d'Yo

ung

(Gpa

)

Fig. 118 : Evolution de E avec la température pour le SAN/ABS

1,5

1,6

1,7

1,8

1,9

2

2,1

2,2

2,3

2,4

0 20 40 60 80 100 120 140 160

Température (°C)

Mod

ule

'You

ng (G

pa)

Fig. 119 : Evolution de E avec la température pour le PC

0,5

1

1,5

2

2,5

3

25 35 45 55 65 75 85

Température (°C)

Mod

ule

d'Yo

ung

(Gpa

)

Fig. 120 : Evolution de E avec la température pour le PBT

- 161 -

M. Chailly

La valeur du module d’Young retenue pour chaque configuration polymère/surface de moule sera déterminée à partir de la température de démoulage mesurée correspondante. La variation du module d’Young estimé par cette méthode est faible pour les matériaux amorphes, allant de 1814 à 1855 MPa pour le PC et de 3075 à 3103 MPa pou le SAN/ABS. Par contre elle est plus élevée pour le PBT, de 1224 MPa pour l’acier poliglace à 1367 MPa pour le chrome.

IV.3 Résultats Comme nous l’avons déjà remarqué via l’étude des forces et du travail d’éjection, nous avons un comportement très différent entre les matériaux amorphes et le polymère semi-cristallin. Les polymères amorphes sont surtout sensibles au décollement de la pièce, étape rapide et ont un coefficient de frottement faible voire nul dans la phase de frottement dynamique, alors que les cubes en PBT ont un frottement important le long de l’insert. Le modèle traduit-il ce phénomène ? Quels en sont les limites ? Nous examinerons tout d’abord les résultats obtenus pour le PC et le SAN/ABS, puis ceux du PBT. Il convient de rappeler en préalable que le modèle ne donne qu’un coefficient de frottement apparent et non une grandeur physique absolue, car il est lié à la géométrie du moule. Un autre point important est la non prise en compte de l’effet de gravité exercé sur le cube, car le modèle considère un mouvement uniaxial de celui-ci. Ceci implique que le modèle ne s’applique que pour la première seconde de l’éjection. En effet, pour des temps supérieurs, la couche d’air existante entre le cube et l’insert (moyennée sur les quatre faces) est en négligeant le retrait de 130 µm, le contact est alors quasi nul. En outre le cube n’est plus alors guidé par l’insert et tend donc à « tomber » sous son propre poids, son mouvement n’est plus unidirectionnel.

IV.3.1 Cas des polymères amorphes Les évolutions du coefficient de frottement au cours de l’éjection sont visibles sur les figures 121 et 122. L’échelle de temps est identique à celle des courbes de force. Pour rappel l’éjection de la pièce débute à t=2,17s et dure 2s. Le temps entre t=2s et t=2,17s correspond à la durée nécessaire pour que la queue d’éjection vienne en appui sur la plaque d’éjection. La première étape dite de décollement de la pièce dure 0,2s, ainsi que nous le montrent les données de travail. La phase de frottement se produit donc pour des temps supérieurs à t=2,37s.

- 162 -


0,0E+00

1,0E-03

2,0E-03

3,0E-03

4,0E-03

5,0E-03

6,0E-03

7,0E-03

8,0E-03

9,0E-03

1,0E-02

2,2 2,3 2,4 2,5 2,6

temps (en s)

coef

ficie

nt d

e fro

ttem

ent PG

DLC

SiOx

TiN(A.P)

TiN(N.P)

CrN(N.P)

CrN (A.P)

Cr

Fig. 121 : Evolution du coefficient de frottement au cours du temps dans le cas du SAN/ABS

Le cas du SAN/ABS est particulièrement frappant. Les coefficients de frottement sont dès t=2,37s proches de 0. Le frottement dynamique pour ce polymère est donc bien pratiquement nul, ce qui explique la forme des courbes obtenues pour le travail, à savoir rupture brutale et planéité lors de la phase de frottement. La conséquence de ces considérations est que le paramètre pertinent pour déterminer l’efficacité d’un revêtement en terme de forces de démoulage est le travail d’éjection fourni en fin de phase de décollement qui s’oppose à l’énergie d’adhérence entre polymère et surface de moule (cf. Tab. 42 et 43).

0,0E+00

2,0E-03

4,0E-03

6,0E-03

8,0E-03

1,0E-02

1,2E-02

2,25 2,35 2,45 2,55temps (en s)

coef

ficie

nt d

e fr

otte

men

t

PGDLCSiOxTiN(A.P)TiN(N.P)CrN(N.P)CrN (A.P)Cr

Fig. 122 : Evolution du coefficient de frottement au cours du temps dans le cas du PC

- 163 -

M. Chailly

De façon générale, pour le PC, nous retrouvons les observations faites sur le SAN/ABS. La fin du décollement est indiquée par une rupture de pente du coefficient de frottement apparent. Le polycarbonate avait malgré tout un comportement différent selon les dépôts si l’on se réfère à l’évolution du travail. Certains (TiN (A.P.), SiOx et DLC) ne semblaient engendrer aucune friction avec le polymère, les autres provoquant un faible frottement. Le modèle montre bien la même échelle de temps que le travail pour la fin de la période de décollement mais il ne traduit que partiellement les différences pré citées. Ainsi seul le CrN (N.P.) semble avoir un coefficient de frottement non nul lors de la phase dynamique.

P (enW) SAN/ABS PC Poliglace CrN (A.P)

1 1,05 0,85 SiOx CrN (N.P)

2 1,1 1,1 DLC TiN (A.P)

3 1,3 1,15 TiN (N.P) SiOx

4 1,75 1,6 CrN (A.P) TiN (N.P)

5 1,9 1,65 CrN (N.P) DLC

6 2,35 1,75 TiN (A.P) Poliglace

7 3,1 2 Cr

8 2,9 Tab. 46 : Puissance nécessaire pour décoller la pièce dans le cas des polymères amorphes

( décollement

décollement

WPt

= )

Le modèle semble donc inadapté à rendre fidèlement compte de frottements faibles, même s’il donne les mêmes tendances générales que le travail. Il offre par contre plus de précision au niveau du temps marquant le passage du décollement au frottement. De manière globale nous pouvons remarquer que le frottement est négligeable par rapport à l’énergie de décollement, et donc que le paramètre indiquant la performance du dépôt est bien l’énergie de décollage par unité de temps (cf. Tab. 46).

- 164 -


IV.3.2 Cas du polymère semi-cristallin Les variations du coefficient de frottement apparent au cours du temps pour le PBT sont présentées sur la figure 123.

0,0E+00

2,0E-03

4,0E-03

6,0E-03

8,0E-03

1,0E-02

1,2E-02

1,4E-02

1,6E-02

1,8E-02

2,0E-02

2,2 2,3 2,4 2,5 2,6 2,7 2,8 2,9 3 3,1 3,2

Temps (en s)

coef

ficie

nt d

e fr

otte

men

t

PG

DLC

SiOx

TiN(O.P)

TiN(N.P)

CrN(N.P)

CrN (O.P)

Cr

Fig. 123 : Evolution du coefficient de frottement au cours du temps dans le cas du PBT

Comme pour les polymères précédents, la fin du décollement de la pièce se traduit par un changement de pente qui est cependant moins abrupt. Mais le coefficient décroît ensuite linéairement pendant l’étape de friction pour tous les dépôts. Seul l’acier poliglace semble avoir un rôle particulier, la valeur de son coefficient s’établit aux alentours de 1,5*10-2 pendant environ 0,8 s pour diminuer ensuite rapidement. Parmi les revêtements, nous distinguons peu de variations notables entre dépôts PVD et PACVD, le SiOx diminuant plus rapidement que les autres. Le chrome quant à lui voit son coefficient diminuer beaucoup moins rapidement au cours du temps. De manière générale les valeurs sont très faibles, de l’ordre de 20 fois inférieures aux ordres de grandeur obtenus dans la littérature. Nous voyons ici les limites du modèle dues aux hypothèses simplificatrices qui conduisent notamment à surestimer grandement la surface de contact lors du démoulage, et donc à sous estimer le coefficient de frottement apparent. Malgré tout, dans le cas du PBT, nous pouvons faire quelques observations. Il faut ainsi remarquer que le temps de décollement de la pièce donné par le modèle est le même que pour le PC et le SAN/ABS soit 0,2s, il est ainsi très inférieur au temps caractéristique obtenu dans l’étude du travail. La raison est que le modèle

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M. Chailly

donne précisément la fin du régime transitoire correspondant au décollement. Le travail du décollement considéré comme se terminant à t=2,37s ainsi que celui du frottement apparent associé sont reportés dans le tableau 47. Nous pouvons constater que la variation de rugosité entre CrN (A.P.) et CrN (N.P.) modifie peu le coefficient de frottement alors que celui du TiN varie beaucoup plus, ce que nous pouvons relier à la topographie de surface différente pour les deux traitements (cf. II.4). Si nous calculons à seules fins de comparaison entre les surfaces la valeur moyenne du coefficient de frottement pour des temps compris entre t=2,37s et t=2,87s, nous pouvons classer les traitements (cf. Tab. 47).

PBT µ (*10-2) W

décollement (en J)

W frottement (en J)

Cr Cr Cr 1

0,54 1,35 3,54 CrN (N.P) CrN (N.P.) CrN (N.P.)

2 0,80 1,92 4,18

CrN (A.P) CrN (A.P.) CrN (A.P.) 3

0,83 1,93 4,75 TiN (A.P) DLC DLC

4 0,85 2,00 4,89 DLC TiN (A.P.) TiN (A.P.)

5 0,95 2,13 4,97

TiN (N.P.) SiOx SiOx 6

1,08 2,32 5,55 SiOx TiN (N.P.) TiN (N.P.)

7 1,09 2,58 6,15

Poliglace Poliglace Poliglace 8

1,47 2,78 9,5 Tab. 47 : Coefficient de frottement moyen dans le cas du PBT, et contribution énergétique du

décollage et du frottement au travail Nous constatons via cette méthode que les classements obtenus pour le travail de frottement et celui lié au coefficient de frottement apparent sont quasiment identiques. Seuls le DLC et le TiN (A.P.), et par ailleurs SiOx et TiN (N.P.) sont inversés mais ils ont des valeurs proches dans les deux cas. Or seul le temps de changement de pente obtenu par le modèle de frottement et non la valeur du coefficient de frottement proprement dite a permis de déterminer l’énergie liée au frottement. En outre, si l’on excepte le dépôt chrome dur (d’épaisseur plus grande), les écarts entre surfaces observées au niveau des énergies de décollement ainsi déterminées sont du même ordre de grandeur que celles obtenues pour les polymères amorphes, soit 0,9 J pour le PBT contre 0,2 J pour le PC et le SAN/ABS. La différence s’explique par

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le retrait beaucoup plus élevé pour le semi-cristallin qui tend à s’opposer à la création de la couche d’air entre pièce et moule. Enfin, un dernier constat s’impose : Le terme pré-exponentiel présent dans la loi traduisant l’évolution de la puissance fournie par la pièce à la surface de l’insert en fonction du temps donne une évaluation approximative des gains apportés par le dépôt en terme de décollement de la pièce et de frottement, puisqu’on retrouve le même ordre de classement des revêtements. Cependant seule la prise en compte des données apportées à la fois par le modèle de frottement et le travail (qui sont complémentaires) permet de décrire le rôle du revêtement dans chaque phase. Si nous comparons maintenant ces résultats aux énergies d’adhésion entre polymère et surface traitée (toujours calculées dans l’hypothèse du contact parfait) comme cela a été fait pour les polymères amorphes, nous voyons sur le tableau 48 que cette énergie est inférieure d’un facteur 2,8 à 7 aux énergies associées au décollement de la pièce, la rugosité des dépôts et l’effet du retrait étant critique pour ce polymère.


PBT 0,40 0,43 0,42 0,46 0,48 0,37 0,36 Tab. 48 : Energies d’adhésion (en J) mises en œuvre dans le cas du PBT

Il s’agit là une fois de plus d’une indication de la spécificité du caractère semi-cristallin vis-à-vis des forces d’éjection.

IV.4 Conclusions Nous pouvons conclure que notre modèle montre, de la même manière que le travail, un comportement spécifique aux polymère amorphes pour lesquels la phase d’éjection consiste principalement en une étape de décollement de la pièce injectée de la paroi du moule. Mais il apparaît inapte à traduire les faibles variations en terme de frottement que nous observons entre les différentes surfaces. Le paramètre déterminant pour la diminution des efforts de démoulage et la réduction des défauts qui leur sont associés est pour ces polymères l’énergie en fin de décollage. Les faibles frottements observés notamment pour certains dépôts avec le PC sont mal rendus par le modèle mais sont de toute façon à l’origine de très peu de défauts d’aspect comparativement au décollage. Ce modèle apporte en revanche un certain nombre d’informations complémentaire pour le cas du PBT. Il donne l’évolution du coefficient de frottement apparent qui est linéaire en fonction du temps et une indication plus précise de la fin de l’étape de

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M. Chailly

décollage de la pièce qui se trouve être quasi-identique à celle des polymères amorphes. Nous avons pu en déduire un coefficient moyen de frottement apparent PBT/ Dépôt et, en couplant les résultats obtenus à ceux du calcul du travail, les contributions à ce dernier du décollement et du frottement. Il faut noter que le coefficient de frottement évalué est très inférieur à ceux rencontrés dans la littérature du fait d’une surestimation importante de la surface de contact notamment. Il ressort aussi que la majeure partie du travail d’éjection provient du frottement pour le PBT. De plus, le modèle utilisé pour décrire l’évolution du travail surestime l’importance de la phase de décollage relativement au frottement et ne donne qu’une indication moyenne de la « performance » du revêtement. Nous avons pu établir que les écarts observés entre énergies de décollage sont du même ordre de grandeur pour le PBT que pour les polymères amorphes quoique supérieures. En terme de défauts d’aspect, il sera donc nécessaire pour ce polymère de s’intéresser à la fois à son adhérence avec la surface du moule et au coefficient de frottement à l’interface entre les deux.

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CONCLUSION GENERALE

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M. Chailly

L’emploi de traitements de surface de moule connaît un fort développement en plasturgie mais le choix s’effectue le plus souvent sur la base de campagnes d’essais expérimentaux et de considérations empiriques. De plus, leur utilisation vise surtout à augmenter la durée de vie de la surface et donc de diminuer la fréquence d’entretien des moules. Or les critères d’exigences en termes d’aspect de pièces injectées croissent de manière importante dans l’industrie. Les questions qui sont alors apparues et auxquelles nous avons tenté de répondre sont : Les revêtements constituent-ils une voie originale pour améliorer cet aspect ? Quelle est leur influence sur le procédé ? Nous nous sommes donc intéressés à plusieurs types de dépôts, principalement en couche mince tels que dépôts PVD (CrN, TiN) et PACVD (DLC et dérivés, SiOx). Après une présentation des techniques de dépôt, nous avons pu mettre en évidence que les conditions de réalisation de celui-ci (pour les PVD) ainsi que la nature de l’acier qui sert de substrat (pour les PACVD) affectaient sa rugosité de surface. Nous avons aussi étudié les énergies de surface des revêtements et leurs évolutions avec la température, ce qui nous a indiqué des variations en fonction du type de dépôt considéré. Les polymères ont aussi été caractérisés en termes de rhéologie et de propriétés thermiques. Leurs énergies de surface quantifiées ont indiqué des différences entre les polymères, avec notamment une composante polaire élevée pour le PC, contrairement au SAN/ABS et au PBT. En outre, ils ont montré une décroissance linéaire de cette énergie de surface avec la température, conformément à la littérature. Nous avons ensuite recensé les défauts d’aspect liés à l’écoulement dans la littérature scientifique et décidé de nous concentrer sur les lignes de soudure. Dans un premier temps, l’étude des paramètres procédé a confirmé que les trois paramètres les plus influents sur ce défaut étaient la température d’injection, celle du moule et la vitesse d’injection, l’importance relative de ceux-ci dépendant du polymère. L’analyse des pressions et des températures dans l’empreinte a donné les premiers éléments indiquant un rôle des traitements sur l’écoulement du polymère. Cette indication fut confirmée par la génération d’un défaut particulier appelé marque d’écoulement. Il se traduit par une succession de lignes perpendiculaires aux directions de l’écoulement et n’est apparu que sur les plaques en PBT pour des valeurs basses de température moule et matière. Là encore, la nature de la surface a semblé avoir une influence probablement d’origine thermique car un accroissement des températures procédé fait disparaître ce défaut quelle que soit la surface de moule. Le rôle des traitements de surface est également visible dans le cas des lignes de soudure. Il est apparu que celle-ci a généralement une profondeur plus grande que celle visible en surface, la phase de maintien tendant à replier les bords du défaut. De plus, l’action du revêtement dépend du polymère considéré. Ainsi, pour le PBT

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Conclusion générale

(hormis avec le TiN) et le PC, tous les revêtements semblent atténuer le défaut, réduisant d’un facteur 2 le défaut pour le polymère amorphe et jusqu’à un facteur 10 avec une configuration PBT/DLC. Dans le cas du SAN/ABS, les dépôts PVD ont un rôle plus ambigu, diminuant ou accroissant le défaut suivant l’épaisseur de plaque considérée. Nous avons en outre pu mesurer l’épaisseur de la gaine solide initiale, épaisseur de polymère qui fige quasi instantanément au contact du moule lors du remplissage, et constaté que son épaisseur variait notablement avec le revêtement du moule. Un autre défaut particulier a été généré avec le PBT. Suite à l’utilisation de paramètres procédé (température d’injection) faibles, nous avons pu mettre en évidence l’existence d’une interface entre les deux fronts de matière qui se prolonge à travers toute l’épaisseur de la pièce. Les orientations locales induites par celle-ci au cœur de la pièce provoque un défaut de surface qui est semblable à une retassure, gouverné par les paramètres procédé et pour lequel ne revêtement n’a pas d’effet direct. Les dépôts ont donc prouvé qu’ils avaient un rôle thermique influant sur le défaut. D’ailleurs, un modèle de croissance de gaine solide et un autre de contact thermique instationnaire ont prouvé que cette action pouvait être assez importante aux échelles de temps auxquelles la ligne de soudure est créée. Ceci nous a conduit à induire une hypothèse qui explique l’impact des traitements de surface sur la taille du défaut. Celle-ci prend en compte la conductivité réelle du revêtement, qui inclut la prise en compte de sa rugosité et de l’adhésion polymère fondu/surface de moule. Cette conductivité conditionne plusieurs phénomènes en compétition : la croissance de la gaine solide aux premiers instants du contact, l’interpénétration des fronts de matière, la relaxation des chaînes de polymère situées à l’interface et le rôle de la pression de maintien. L’évolution de la taille du défaut dépend de ce paramètre. Si le revêtement est peu conducteur (ex :DLC), cette dernière sera minimisée, puis avec une conductivité supérieure, on passe par un extremum de cette grandeur pour ensuite légèrement diminuer si le dépôt est très conducteur (cf. B IV). Enfin nous avons étudié l’effet des traitements lors de la phase d’éjection. Les forces de démoulage ont montré un impact important tant bien dans le cas des dépôts PACVD, que pour les PVD et chrome dur. Les polymères ont aussi montré une nette distinction suivant leur nature amorphe ou semi-cristalline. Il a été constaté que le rôle de chaque revêtement dépend du polymère injecté car sa nature va influer sur le frottement et l’adhésion physicochimique qui se développe à l’interface moule/thermoplastique. Une étude spécifique sur la rugosité a montré qu’elle composait un paramètre clé de l’éjection, et que son influence était loin d’être simple. En effet suivant le type de topographie de surface, une diminution de celle-ci peut accroître ou diminuer les forces de démoulage, comme l’ont montré les évolutions inverses du TiN et du CrN à ce niveau.

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M. Chailly

Ces forces ont ensuite été traduites en termes d’énergie de démoulage. Il est apparu que l’éjection se décompose en deux phases : une première étape de décollement de la pièce qui traduit la rupture de l’adhésion physicochimique polymère/moule, la formation d’une couche d’air intersticielle, la génération de rayures par les rugosités du moule et le retrait du polymère. La seconde est un frottement dynamique dans lequel seules la propagation de rayures et le retrait du polymère interviennent. Nous avons pu noter que les polymères amorphes sont affectés quasi exclusivement par la phase de décollement, notamment du fait d’un retrait moins important, ce qui nous indique que les phénomènes d’adhérence moule/matière sont prépondérants dans la génération de défauts d’aspect liés aux démoulage pour ces matériaux. La quantification de ce travail de démoulage permet dans ce cas d’évaluer cette grandeur et de mettre en évidence qu’elle est de l’ordre de grandeur des énergies d’adhésion polymère/surface de moule. Le PBT, de par sa nature semi-cristalline, voit son travail d’éjection être très influencé par la phase de frottement dynamique. Pour mieux appréhender cette phase de frottement, nous avons développé un modèle simple de calcul du coefficient de frottement au cours du temps. Celui-ci a en premier lieu confirmé que les polymères amorphes n’étaient que très faiblement affectés par cette étape. Par contre, il a permis dans le cas du PBT de montrer que ce frottement jouait un rôle prépondérant et d’évaluer la « performance » de chaque dépôt en termes de coefficient de frottement. Nous avons aussi pu constater qu’à cause d’un retrait élevé, les énergies correspondant à la phase de décollement sont nettement supérieures aux énergies d’adhésion polymère/surface, contrairement aux polymères amorphes. La topographie de surface du revêtement a donc une influence plus importante dans cette phase de décollement. Le choix d’un revêtement sera donc guidé majoritairement par son adhérence avec le polymère pour les amorphes, mais il sera aussi nécessaire de prendre en compte un coefficient de frottement dynamique pour un polymère semi-cristallin. Nous avons pu voir dans le cadre de ces travaux que les revêtements peuvent apparaître comme une solution pour réduire les défauts d’aspect des pièces injectées, que ceux-ci soient générés en phase d’écoulement ou en phase d’éjection. Dans le premier cas, l’influence est surtout thermique et a lieu dans les premiers instants du contact. Pour aller plus loin dans la compréhension de ces phénomènes, il est nécessaire de mieux appréhender l’impact de l’adhésion polymère fondu/surface de moule, ce qui a été entrepris par l’étude des énergies de surface à chaud (cf. Annexe 4) mais qui n’est pas entièrement conclusif suite aux difficultés expérimentales rencontrées. L’étude de l’impact en éjection a permis de mettre au point une méthodologie permettant de qualifier les traitements pour un polymère donné en termes d’aptitude au décollage de la pièce et au frottement polymère solide/moule. Une des perspectives de ce travail serait de pouvoir étudier le comportement tribologique à l’interface aux

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Conclusion générale

températures d’éjection, notamment pour obtenir des coefficients de frottement réels, et non pas relatifs à une géométrie de moule comme dans notre cas.

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Références Bibliographiques

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