Amélioration des stratifiés verre-aluminium : traitement de surface et intercalaire d'oxyde de graphène renforcent la ténacité interlaminaire

Résumé

Les effets synergiques du traitement de surface et de l'intercalaire sur les propriétés mécaniques interlaminaires des stratifiés verre-aluminium ont été étudiés. Les feuilles d'aluminium ont été traitées par attaque alcaline. Parallèlement, un intercalaire d'oxyde de graphène (GO) a été introduit entre la feuille d'aluminium et le composite époxy renforcé de fibres de verre. Des essais de poutre à double encoche (DCB) et de flexion à encoche terminale (ENF) ont été utilisés pour évaluer la ténacité à la rupture interlaminaire des stratifiés. Les résultats montrent que l'efficacité de renforcement de l'intercalaire dépend des caractéristiques de surface de l'aluminium ainsi que du taux de GO. La comparaison révèle que les plus hautes ténacités à la rupture en mode I et mode II sont obtenues pour les éprouvettes avec traitement par attaque alcaline et ajout d'un intercalaire GO à 0,5 % massique, soit des augmentations de 510 % et 381 % par rapport à l'éprouvette témoin. Les surfaces de rupture ont été observées pour élucider les mécanismes de renforcement.

Introduction

Les stratifiés fibre-métal (FML) sont un nouveau type de composites hybrides légers, composés de substrats métalliques et de plastiques renforcés de fibres (PRF). Grâce à leur structure hybride, les FML offrent d'excellentes propriétés mécaniques : résistance et rigidité spécifiques élevées, bonne résistance à la fatigue et excellente tolérance aux dommages. Cependant, le faible collage interfacial des FML peut provoquer des délaminages et des décollements dus aux différences de propriétés physiques entre la feuille métallique et la couche composite. Il est donc essentiel d'améliorer les propriétés mécaniques interlaminaires des FML.

Pour améliorer ces propriétés, diverses méthodes de traitement de surface ont été proposées : attaque acide ou alcaline, anodisation, ablation laser, traitement par agent de couplage silane, plasma à pression atmosphérique. Parmi elles, l'attaque alcaline est considérée comme simple et efficace : elle élimine la couche d'oxyde native fragile, crée une surface rugueuse et une couche d'oxyde stable qui renforcent le collage interfacial. Par ailleurs, le développement des nanotechnologies a élargi l'utilisation de nanomatériaux dans l'aérospatiale, l'électronique, l'énergie, l'environnement. L'incorporation de nanomatériaux dans la couche interlaminaire est une autre voie efficace pour améliorer les propriétés interlaminaires en modifiant la zone riche en résine. Les nanomatériaux d'intercalaire courants — nanoclay, fibres de carbone vaporisées, nanotubes de carbone — ont été largement utilisés dans les FML.

Le graphène, monocouche d'atomes de carbone, présente des propriétés mécaniques, électriques et thermiques ultra-élevées, ce qui en fait un candidat prometteur pour modifier la matrice polymère. Rafiee et al. ont fabriqué des composites époxy renforcés au graphène par mélange en solution, observant une augmentation de 40 % de la résistance à la traction et de 53 % de la ténacité à la rupture. Kostagiannakopoulou et al. ont utilisé le graphène comme agent de renforcement dans des polymères renforcés de fibres de carbone, notant une hausse de 50 % de la ténacité à la rupture interlaminaire. Cependant, l'efficacité du graphène dépend de son état de dispersion dans la matrice. Ses propriétés chimiques de surface affectent sa compatibilité interfaciale avec le polymère, conduisant souvent à une dispersion médiocre. En tant que dérivé, l'oxyde de graphène (GO) porte divers groupes oxygénés (hydroxyles, époxydes, carbonyls, carboxylates) qui lui confèrent une meilleure dispersion et compatibilité dans la matrice polymère. Le GO est ainsi devenu un renfort efficace dans les composites polymères. Une augmentation significative de 170,8 % de la ténacité à la rupture interlaminaire en mode I a été rapportée pour des stratifiés carbone modifiés par intercalaire GO. Pathak et al. ont signalé une amélioration globale du module de flexion, de la résistance à la flexion et de la résistance au cisaillement interlaminaire de composites carbone avec 0,3 % massique de GO. Toutefois, à notre connaissance, les propriétés mécaniques interlaminaires des FML renforcés par intercalaire GO n'ont pas été étudiées. De plus, les effets synergiques du traitement de surface de la plaque métallique et de l'intercalaire GO ne sont pas bien compris.

Les FML étudiés ici sont des stratifiés verre-aluminium (GFRP/Al), largement utilisés dans l'aérospatiale et l'automobile. En combinant attaque alcaline et intercalaire époxy-GO, la ténacité à la rupture interlaminaire en mode I et mode II des stratifiés GFRP/Al a été systématiquement étudiée. Diverses caractérisations ont été menées pour élucider le mécanisme de renforcement synergique.

Méthodes / Expérimental

Matériaux

Des paillettes de graphite naturel (XF051, 100 mesh) de Nanjing XFNANO Materials Tech Co. ont servi à préparer l'oxyde de graphène par la méthode de Hummers modifiée. L'adhésif époxy utilisé était l'éther diglycidylique de bisphénol F (EPON862). La polyamide (Epikure3140A) a été choisie comme agent de durcissement. Des plaques d'alliage Al 7075 de 2,5 mm d'épaisseur ont été sélectionnées comme partie métallique. Des préimprégnés unidirectionnels de fibres de verre (GFRP) provenaient de Weihai Guangwei Composite Material Co. (Chine). Tous les autres réactifs (NaOH, DMF, acétone, acide chlorhydrique 37 %, trioxyde de chrome) étaient de Chengdu Kelong Chemical Reagent Co. (Chine).

Préparation des éprouvettes

La fabrication des stratifiés GFRP/Al est schématisée Fig. 1. D'abord, les traitements de surface des plaques d'aluminium : (a) rinçage à l'acétone pour dégraissage, séchage au four ; (b) immersion dans NaOH 0,1 M et ultrasonication 30 min à température ambiante pour modifier la morphologie de surface ; (c) rinçage par ultrasonication dans l'eau distillée jusqu'à arrêt de la réaction Al/NaOH ; (d) séchage à 60 °C pendant 1 h. Plus de détails dans la Ref. [5].

Ensuite, la pâte époxy renforcée au GO a été préparée comme intercalaire de renforcement. Le processus détaillé est similaire à notre travail antérieur [30] : (a) préparation d'une suspension GO/DMF par mélange mécanique et vibration ultrasonique ; (b) ajout de la résine époxy et mélange par mélangeur planétaire et ultrasonication ; (c) chauffage pour éliminer le DMF ; (d) ajout de l'agent de durcissement sous agitation constante.

Enfin, les FML ont été préparés par pressage à chaud (Fig. 1) : (a) empilement de trois couches de préimprégnés GFRP entre deux plaques d'aluminium ; la pâte GO-époxy était étalée à l'interface avec une densité surfacique d'époxy constante d'environ 167 g/m² ; (b) insertion d'un film de démoulage pour créer une fissure initiale ; (c) emballage dans un film de polyimide et durcissement à 130 °C sous 0,12 MPa.

Cinq types d'éprouvettes ont été préparés pour explorer les effets du traitement de surface et de l'intercalaire GO-époxy : témoin (plain), GO0,5 %, SH-GO0 %, SH-GO0,5 %, SH-GO1 %, où « SH » désigne l'attaque alcaline, « GO » l'intercalaire GO-époxy, et le pourcentage le taux massique de GO dans l'époxy.

Essais expérimentaux et caractérisations

Des essais DCB (poutre à double encoche) et ENF (flexion à encoche terminale) ont mesuré la ténacité à la rupture interlaminaire en mode I et mode II selon la norme JIS K7086. Les configurations sont montrées Fig. 2. Les procédures d'essai et méthodes de calcul sont similaires à la Ref. [33].

Les morphologies de surface des paillettes de graphite, GO, feuille d'aluminium et surfaces de rupture ont été caractérisées par microscopie électronique à balayage (MEB). Les nanostructures des feuillets GO ont été observées par microscopie électronique en transmission (MET) et microscopie à force atomique (AFM). La structure chimique du GO et des substrats Al a été analysée par spectroscopie photoélectronique X (XPS) sur un système ESCALAB 250Xi (Thermo Electron). La rugosité de surface et la mouillabilité de l'aluminium ont été étudiées par profilomètre interférométrique optique et goniomètre d'angle de contact.

Résultats et discussion

Caractérisation du GO

Les morphologies de surface du graphite et du GO ont été caractérisées par MEB et MET (Fig. 3). On observe une structure multicouche pour le graphite (Fig. 3a), tandis que les images MEB et MET du GO (Figs. 3b, c) montrent une structure en feuillets minces, indiquant que la structure multicouche du graphite a été exfoliée et le GO synthétisé avec succès. L'image AFM (Fig. 3d) révèle une épaisseur d'environ 0,968 nm, confirmant une monocouche de GO après exfoliation complète. La dispersion du GO est cruciale pour le renforcement des polymères. Une mauvaise dispersion peut nuire au transfert de contrainte de la résine vers les feuillets GO. Les Figs. 3e et f montrent les microstructures du GO dispersé dans la résine époxy. À 0,5 % massique, le GO se disperse bien ; à 1,0 %, une légère agrégation apparaît, pouvant créer des concentrations de contrainte et affaiblir la résistance et la ténacité de l'époxy.

La structure chimique de surface du GO est un autre facteur clé influençant son efficacité de renforcement, responsable de l'interaction interfaciale GO/résine [30, 31, 34]. La spectroscopie XPS a identifié les propriétés chimiques de surface du GO préparé. Le spectre C 1s (Fig. 4) se décompose en quatre pics attribués à quatre types de liaisons carbone : (1) C–C/C=C (284,5 eV), (2) C–O (286,9 eV), (3) C=O (288,2 eV), (4) O–C=O (289 eV) [35]. La présence de groupes fonctionnels oxygénés favorise la dispersion du GO et la force de liaison GO/matrice polymère [30, 31, 34].

Propriétés physico-chimiques de la surface de l'alliage d'aluminium

Le décollement interfacial entre composite PRF et métal implique généralement une rupture à la fois interfaciale et cohésive, influencée par les caractéristiques de surface de la feuille métallique. Les propriétés physico-chimiques — microstructure, rugosité, composition chimique, mouillabilité — de la surface de l'alliage Al ont été caractérisées par divers instruments.

La Fig. 5 montre la morphologie et la microstructure des plaques d'alliage Al avant et après attaque alcaline. La surface traitée devient plus rugueuse que la surface simplement dégraissée. De nombreux trous et vallées à l'échelle micrométrique apparaissent, favorables au remplissage par la résine époxy et le GO pour former un verrouillage mécanique et renforcer le collage composite/métal [7, 19, 36]. Les profils de surface avant/après attaque ont été mesurés par profilomètre interférométrique optique. Les valeurs de rugosité (Ra, Rq, Rz) sont résumées Tableau 1. Une différence significative est observée, cohérente avec les observations MEB. La rugosité élevée de la surface attaquée implique une augmentation de la surface spécifique, bénéfique pour le verrouillage mécanique entre la feuille Al et la matrice polymère.

La XPS a analysé la modification chimique de la surface de l'alliage Al. La Fig. 6 présente les spectres à balayage étroit Al 2p et O 1s pour les surfaces non attaquées et attaquées. Pour la surface non attaquée (Fig. 6a), le spectre Al 2p déconvolué montre un seul pic à 74,4 eV correspondant aux oxydes γ-Al₂O₃ [37]. Le spectre O 1s se divise en deux pics : Al₂O₃ (531,3 eV) et hydroxyde d'aluminium (533,1 eV) [13]. Pour la surface attaquée (Fig. 6b), le spectre Al 2p montre deux pics : 74,8 eV (Al₂O₃) et 76,1 eV (hydroxyde d'aluminium) [38]. Le spectre O 1s montre aussi deux pics : Al₂O₃ (531,5 eV) et hydroxyde d'aluminium (533,1 eV) [13]. La comparaison révèle un décalage de l'énergie de liaison Al 2p, indiquant un changement des propriétés chimiques de surface par le traitement [6]. Le rapport d'intensité hydroxyde/oxyde du pic O 1s est plus élevé pour la surface attaquée, ce qui pourrait améliorer l'adhésion interfaciale par formation de plus de liaisons hydrogène entre les groupes hydroxyles de l'hydroxyde d'aluminium et les molécules d'époxy [13].

Pour étudier l'effet du traitement sur la mouillabilité, des gouttes standard ont été déposées pour mesurer les angles de contact. La Fig. 7 montre les images d'angles de contact statique avant et après attaque alcaline. La plaque Al traitée présente un angle de contact plus faible, indiquant une meilleure mouillabilité. Cette mouillabilité accrue peut aussi contribuer à l'amélioration de la résistance de collage interfacial [6].

Ténacité à la rupture interlaminaire en mode I

Des essais DCB ont été menés sur différents types de stratifiés GFRP/Al. La Fig. 8 montre la relation entre la charge P et l'ouverture de fissure (COD). La réponse P-COD est globalement similaire : charge croissante linéaire, puis non-linéaire jusqu'au maximum, suivie d'un déclin progressif. En raison de l'incertitude de l'initiation de la propagation de fissure, la charge critique (Pc) est définie comme l'intersection de la courbe P-COD avec une ligne correspondant à une compliance 5 % supérieure à l'initiale [33].

La Fig. 9 présente la charge critique Pc des éprouvettes testées. Pc pour GO0,5 % est similaire au témoin, bien inférieure aux autres types. Après attaque alcaline, Pc de SH-GO0 % augmente significativement, confirmant le rôle clé du traitement de surface dans l'adhésion interfaciale. Notamment, Pc pour SH-GO0,5 % augmente encore en combinant attaque alcaline et 0,5 % GO, le Pc maximal étant ~160 % supérieur à celui du témoin et de GO0,5 %, indiquant un effet synergique possible. Cependant, Pc diminue avec l'augmentation du taux de GO (SH-GO1 %), attribuable à l'agrégation du GO à concentration plus élevée.

La Fig. 10 représente la ténacité à la rupture en mode I en fonction de l'incrément de propagation de fissure Δa (courbe R). Pour le témoin et GO0,5 %, la ténacité est indépendante de Δa, indiquant un collage interfacial faible entre l'aluminium dégraissé et les stratifiés verre. Pour les autres éprouvettes, un comportement typique apparaît : la ténacité augmente d'abord avec la propagation, puis se stabilise grâce à l'effet de pontage des fibres de verre.

Pour mieux comprendre les effets du traitement de surface et de l'intercalaire GO, la ténacité à la rupture GIC et la résistance à la rupture GIR sont résumées Fig. 11 (GIC = valeur d'amorce sur la courbe R ; GIR = moyenne de cinq points pour Δa de 20 à 40 mm). Aucune différence significative n'apparaît entre témoin et GO0,5 %. En revanche, des augmentations substantielles de 225 % et 600 % de GIC et GIR pour SH-GO0 % sont observées avec l'attaque alcaline, dues à l'amélioration de la morphologie, chimie de surface et mouillabilité. Pour les éprouvettes à renforcement synergique (SH-GO0,5 % et SH-GO1 %), GIC et GIR sont bien supérieurs à ceux des éprouvettes renforcées seulement par traitement de surface (SH-GO0 %) ou seulement par intercalaire GO (GO0,5 %), attribuable aux effets synergiques : traitement de surface (adhésion interfaciale améliorée) + intercalaire GO (matrice époxy renforcée). Les valeurs maximales GIC = 263 J/m² et GIR = 590 J/m² pour SH-GO0,5 % sont ~510 % et ~820 % supérieures au témoin.

Ténacité à la rupture interlaminaire en mode II

Les courbes charge-déflexion en mode II des éprouvettes ENF sont Fig. 12. Réponse linéaire initiale, puis non-linéaire jusqu'à la charge maximale, suivie d'une chute brutale. La Fig. 13 montre la charge critique Pc et la ténacité en mode II GIIC calculées à partir des profils charge-déflexion. Le critère de définition de Pc pour ENF est similaire à celui pour DCB. GIIC et Pc suivent la même tendance qu'en DCB. Les valeurs maximales de GIIC et Pc sont observées pour SH-GO0,5 %, soit 381 % et 99 % supérieures au témoin.

Observation de la morphologie de rupture

Pour élucider les mécanismes de renforcement, les morphologies de rupture des stratifiés GFRP/Al testés ont été observées par MEB.

La Fig. 14 montre les surfaces de rupture après essais DCB pour GO0,5 %, SH-GO0 %, SH-GO0,5 %, SH-GO1 %. Pour GO0,5 % (Fig. 14a, b), la surface est lisse, sans fibres de verre ni résine époxy visibles sur l'aluminium : rupture adhésive. Pour SH-GO0 % (Fig. 14c, d), des fibres brisées et de la résine époxy attachées ou incrustées dans les micro-vides sont observées, indiquant que l'attaque alcaline favorise le verrouillage mécanique entre la plaque Al et la matrice polymère, améliorant le collage interfacial. La rupture est mixte cohésive/adhésive. La rupture cohésive par décollement des molécules de résine consomme plus d'énergie que la rupture interfaciale [19], expliquant la ténacité supérieure de SH-GO0 % vs GO0,5 %. Pour SH-GO0,5 % et SH-GO1 % (Fig. 14e–h), une morphologie plus irrégulière et rugueuse apparaît, créant une surface de rupture plus grande et nécessitant une force motrice et une énergie plus élevées. La rupture est quasi exclusivement cohésive, indiquant que l'ajout d'intercalaire GO améliore encore la ténacité interlaminaire des stratifiés GFRP/Al avec traitement de surface. Raisons possibles : le GO améliore la ténacité de l'époxy par déviation de fissure et effet de pontage [30], nécessitant une force motrice et une énergie de rupture plus élevées. Les groupes fonctionnels du GO renforcent le collage interfacial GO/époxy, consommant plus d'énergie lors de l'arrachement du GO. De plus, le GO augmente les groupes fonctionnels réactifs de la matrice [39, 40]. Ainsi, la ténacité en mode I pour SH-GO0,5 % et SH-GO1 % est supérieure à SH-GO0 %.

L'effet synergique du traitement de surface et de l'intercalaire GO-époxy sur l'amélioration de la ténacité en mode I des stratifiés Al/GFRP a été démontré. Cependant, un excès de GO peut avoir un effet négatif : l'agrégation du GO peut causer des concentrations de contrainte et réduire la ténacité de l'époxy (Fig. 3), expliquant pourquoi la ténacité de SH-GO1 % est inférieure à SH-GO0,5 %.

La MEB a aussi examiné les surfaces de rupture ENF. Pour GO0,5 % (Fig. 15a, b), les surfaces sont lisses, similaires à la morphologie DCB de GO0,5 %. Des fibres brisées et résine résiduelle adhèrent sur l'aluminium pour SH-GO0 % (Fig. 15c), SH-GO0,5 % (Fig. 15e), SH-GO1 % (Fig. 15g), impliquant rupture cohésive et ténacité supérieure à GO0,5 %. De plus, de nombreuses lèvres de cisaillement typiques apparaissent sur les surfaces Al et composite pour SH-GO0,5 % et SH-GO1 %, indiquant une zone de dommages accrue et une déformation plastique plus importante, pouvant mener à une ténacité en mode II supérieure à SH-GO0 %. L'agrégation du GO explique aussi la ténacité en mode II inférieure de SH-GO1 % vs SH-GO0,5 %.

Conclusions

Dans cette étude, le traitement de surface (attaque alcaline) et l'intercalaire GO-époxy ont été combinés pour améliorer synergiquement les propriétés mécaniques interlaminaires des stratifiés Al/GFRP. Les résultats DCB et ENF montrent que les éprouvettes avec attaque alcaline et intercalaire GO0,5 %-époxy possèdent les plus hautes ténacités interlaminaires en mode I et mode II, soit 510 % et 381 % supérieures au témoin. Diverses techniques de caractérisation ont été employées pour étudier les propriétés de surface des plaques Al et les surfaces de rupture des stratifiés testés, élucidan les mécanismes de renforcement synergique.

Disponibilité des données et matériaux

Les ensembles de données soutenant les conclusions de cet article sont inclus dans l'article.

Abréviations

Al :

Aluminium

PRF :

Plastiques renforcés de fibres

GFRP/Al :

Stratifiés verre-aluminium

GFRP :

Préimprégnés fibres de verre

GO :

Oxyde de graphène

DCB :

Essai poutre à double encoche

ENF :

Essai flexion à encoche terminale

XPS :

Spectroscopie photoélectronique X

MEB :

Microscopie électronique à balayage

MET :

Microscopie électronique en transmission

AFM :

Microscopie à force atomique

FML :

Stratifiés fibre-métal

NaOH :

Hydroxyde de sodium

DMF :

Diméthylformamide

JIS :

Normes industrielles japonaises

P-COD :

Charge et ouverture de fissure

GIC :

Ténacité à la rupture mode I

GIR :

Résistance à la rupture mode I

GIIC :

Ténacité à la rupture mode II

Pc :

Charge critique

γ-Al₂O₃ :

Oxydes γ-aluminium

SH :

Traitement par attaque alcaline des plaques Al

Ra :

Écart moyen arithmétique du profil

Rq :

Rugosité quadratique moyenne

Rz :

Hauteur dix points des irrégularités