Le titane et ses alliages sont largement utilisés dans les domaines aéronautique, spatial, de l’armement, du génie civil, dans des applications commerciales et biomédicales en raison de sa résistance à la rupture élevée, d'une bonne ductilité et d'une grande biocompatibilité. Les mécanismes de la déformation plastique du titane ont été étudiés en détail par le passé, particulièrement sur l'étude de la déformation par maclage car il a une grande influence sur les propriétés mécaniques. Une méthode d’essais "in situ" en EBSD basée sur des tôles polies et colées ensemble a été développée dans cette étude et utilisée en laminage et en compression plane. Avec cette méthode, des mesures EBSD sont effectuées à chaque étape de la déformation dans la même zone comprenant un grand nombre de grains. Par conséquent, l'information sur l'orientation de ces grains à chaque l'étape de la déformation est mesurées. Le maclage apparait dans les grains qui ont des orientations particulières. En règle générale, la réorientation induite par le maclage aligne l'axe c de la partie maclées vers les orientations stables de la texture de laminage, de sorte qu'aucun autre maclage secondaire peut être induit. Le maclage secondaire se produit uniquement lorsque le macle primaire envoie l’axe c loin des orientations stables. Pour les grains maclés, la rotation du réseau de la matrice est semblable à celle des grains ayant une orientation cristallographique identique mais sans macles. Deux types de systèmes de macles ont été activés au cours de la déformation à la température ambiante: des macles de tension (10-12) et des macles de compression (11-22). Dans le maclage primaire, les résultats montrent que les variantes de macle ayant des facteurs Schmid supérieurs à 0.4 ont une bonne chance d'être actifs. Les comportements des deux types de maclage sont complètement différents. Dans la déformation en compression, les macles (11-22) montrent le comportement de type multiplication des variants (Multiply Variants System: MVS) alors que les macles (10- 12) montrent le type de maclage prédominant (Predominant Twin System: PTS). Cette étude présente deux types de macles doubles dénommées C-T1 (= macle primaire de Compression et macle secondaire de Tension) et T1-C (= macle primaire de Tension et macle secondaire de Compression). Tous les variants sont classés seulement en trois groupes: A, B et C par symétrie cristallographique. Les désorientations de ces 3 groupes par rapport à l’orientation de la matrice sont respectivement de 41.34°, 48.44° et 87.85°.Une forte de sélection de variant se déroule dans le maclage double. Pour les macles doubles CT, 78.9% des variantes appartiennent à la B et pour T1-C, 66.7% des variantes appartiennent à C. Le facteur de Schmid joue un rôle prépondérant dans la sélection des variants des macles doubles. Les caractéristiques géométriques, associant “ volumes communs ” et l’accommodation de la déformation ne contribuent pas de manière significative à la sélection des variants / Titanium and its alloys are widely used in aviation, space, military, construction and biomedical industry because of the high fracture strength, high ductility and good biocompatibility. The mechanisms of plastic deformation in titanium have been studied in detail, especially deformation twinning since it has a great influence on the ductility and fracture strength. In this study, an interrupted “in situ” SEM/EBSD investigation based on a split sample of commercial titanium T40 was proposed and performed in rolling and channel die compression. This approach allows to obtain the time resolved information of the appearance of the twin variants, their growth, the interaction between them and the interaction with the grain boundaries or twin boundaries. With the orientation data acquired by the EBSD technique, we calculated the Schmid factor, crystallographic geometry, and plastic energy associated with each variant of primary twins, secondary twins and double twins to investigate the lattice rotation, the activation of twins, the growth of twins, and the variant selection criterion. In this observation, two types of twin systems were activated: {10-12} tension and {11-22} compression twins. Secondary twins were also activated, especially the twin variants with the highest Schmid factors (e.g. higher than 0.4). The growth of the two types of twin is quite different. The {11-22} twin shows Multiple Variants System (MVS) whereas the {10-12} twin shows Predominant Variant System (PVS). The twinning occurs in grains that have particular orientations. Generally, the reorientation induced by the twinning aligns the c-axis of the twinned part to the stable rolling texture orientations, so that no further secondary twinning can be induced. The secondary twinning occurs only when the primary twinning orientates the c-axis of the primary twins far away from the stable orientations. For twinned grains, the lattice rotation of the matrix is similar to that of the grains having a similar crystallographic orientation but without any twin. Two sets of double twins were observed in this study, classified as C-T1 and T1-C double twins respectively. All the variants of C-T1 and T1-C double twins were classified into three groups: A, B and C according to the crystallographic symmetry. The misorientations of theses three groups with respect to the matrix are 41.34°, 48.44° and 87.85°. Strong variant selection took place in double twinning. In C-T1 double twins, 78.9% variants belong to group B whereas in T1-C double twins, 66.7% variants belong to group C. The plastic energy and Schmid factor both play important roles in the variant selection of double twinning. Geometrical characteristics, like the common volume or strain accommodation do not contribute significantly to the variant selection

La plupart des matériaux sont par nature anisotropies (élastiques, plastiques). Ces anisotropies peuvent présenter des directions favorables ou peuvent au contraire détériorer les propriétés mécaniques des polycristaux. Dans le second cas, les anisotropies des propriétés mécaniques entraînent des déformations élastiques, des contraintes internes, ainsi que des rotations élastiques locales supplémentaires. Ces contraintes additionnelles sont à l’origine de dommages locaux, comme par exemple des porosités ou la propagation de microfissures. L’amplitude de ces contraintes est fortement dépendante à la fois de l’alignement des joints de grains avec la direction des sollicitations mécaniques et de la désorientation entre grains. Dans ce travail, l’influence des hétérogénéités microstructurales sur les contraintes internes dans les zones proches des joints de grains après des essais de fatigue (en traction et en flexion) ont été étudiée expérimentalement et théoriquement. Pour cette étude, nous avons choisi d’étudier des tôles de nickel pur et de Fe-3%Si. Ces matériaux sont connus pour leurs facteurs d’anisotropie élastique élevés. L’utilisation d’un microscope optique a permis la détermination de l’alignement des joints de grains. L’orientation cristallographique locale est déterminée par EBSD. Ces données expérimentales sont la base d’un modèle élément fini 3D en élasticité. Ces simulations ont permis la détermination de fortes contraintes internes dans les zones proches des joints de grains. Nous avons d’ailleurs observé expérimentalement que des microfissures apparaissent dans ces zones. L’utilisation d’un microscope électronique à balayage équipé du système ECCI permet d’observer les structures de dislocation formées au cours de la déformation dans les zones proches des joints de grains. Par exemple après un essai de fatigue, on observe que les structures de dislocation ne sont pas uniformément réparties dans les grains. En parallèle, la nano-indentation a été utilisée pour déterminer localement les différences de propriétés mécaniques causées par le durcissement local. Le microscope à force magnétique s’avère également une méthode efficace pour observer les structures de dislocation dans le nickel. Le but de toutes ces caractérisations est de contribuer à la compréhension de la formation des fissures et des mécanismes de propagation de fissure et aussi de prédire la position des fissures / For the case of damaging the anisotropic elastic material behaviour causes additional stresses due to elastic misalignments and the local orientation differences at boundary surfaces. These additional stresses can act as additional driving force for the local damage process. The amount of these additional stresses is strongly dependent on the alignment of the grain boundary with respect to the loading direction and the orientation difference between the two adjacent grains. The influence of microstructural inhomogeneities on the local stresses within the boundary areas during bending and fatigue was investigated by experiments and simulations of Fe-3%Si and Ni specimen. The alignment of the grain boundaries was measured by optical microscopy (LM) and the local crystallographic orientations by electron backscatter diffraction (EBSD). The use of this data for three-dimensional finite element method calculations (FEM) for specimens close to reality obtained as a result, the places with the highest incompatibility stresses at grain boundaries. The use of electron channelling contrast imaging (ECCI) enables to observe characteristics in the dislocation structures at these specific positions and permits to reproduce the damage evolution up to the crack propagation. The nanoindentation technique (NI) and for the first time the magnetic force microscopy (MFM) were both adopted in addition to the local characterization with the objective to contribute to the understandings of crack initiation and crack propagation / Bei der Schädigung bedingen die lokalen Orientierungsunterschiede an Grenzflächen und das anisotrop-elastische Materialverhalten durch elastische Fehlpassungen Zusatzspannungen. Diese können als zusätzliche treibende Kraft für die lokalen Schädigungsvorgänge wirken. Die Stärke der Zusatzspannungen hängt stark von der Lage der Korngrenze in Bezug zur Belastungsrichtung und dem Orientierungsunterschied der angrenzenden Körner ab. Der Einfluss von Inhomogenitäten auf die lokalen Spannungen im Bereich der Grenzflächen bei Biegung und Ermüdung wurde mittels Experimenten und Simulationen an Proben aus Fe-3%Si und Ni untersucht. Die Lage der Korngrenzen wurde durch Lichtmikroskopie (LM) und die lokale kristallographische Orientierung durch Electron Backscatter Diffraction (EBSD) gemessen. Die Nutzung dieser Daten für dreidimensionale Finite-Elemente-Methode-(FEM)-Rechnungen der lokalen Spannungen realitätsnaher Proben ergibt als Ergebnis die Orte mit den höchsten Inkompatibilitätsspannungen an Korngrenzen an. Mittels Electron Channelling Contrast Imaging (ECCI) konnten an diesen Orten Besonderheiten in den Versetzungsstrukturen festgestellt werden, und der Schädigungsverlauf bis zum Risswachstum nachvollzogen werden

La terminaison occidentale du Massif Ardennais expose largement, dans le Nord de la France la déformation varisque. Elle montre des structures plissées-faillées affectant des roches sédimentaires non métamorphiques à épi métamorphiques datées Dévonien à Carbonifère. Une image plus précise de la géométrie profonde du Front Nord Varisque est fournie par la ré-interprétation du profil sismique M146. Le trait majeur est l'existence d'un chevauchement basal d'échelle crustale, faiblement penté vers le Sud, dont l'émergence correspond à la zone faillée du Midi. Cette dernière limite au Nord l'Allochtone Ardennais chevauchant le Bassin Houiller namuro-westphalien et son substratum brabançon. Le chevauchement basal Ardennais accommode un déplacement vers le NNW dont une part importante s'est faite au cours d'un événement en hors-séquence. Au Sud de la zone faillée du Midi, l'Avesnois exhibe des structures plissées-faillées de second ordre globalement à vergence nord orientées ENE-WSW. Ces structures affectent une série lithologiquement très hétérogène. Les contrastes rhéologiques induits contrôlent fortement le style de déformation. Une nouvelle étude cartographique a permis de préciser la géométrie et la cinématique de déformation. Elle précise (1) que le niveau épais incompétent du Famennien a joué le rôle d'un décollement diffus découplant le Dévonien moyen et le Dinantien, (2) que le modèle géométrique de plissement démontré à l'aplomb de discontinuités synsédimentaires précoces, correspond au type « pli disharmonique ». Le plissement dans les unités post-Famennien Inférieur se fait par rotation des flancs autour de charnières fixes. Pour le Famennien Inférieur, le raccourcissement est accommodé par la présence de plusieurs charnières de plis d'ordre élevé dans les zones charnières de plis d'ordre inférieur et par fluage, (3) que les structures ont été re-déformées tardivement par une onde de déformation à vergence sud, soulignant le blocage global de l'allochtonie sur l'avant pays brabançon. / The Western Ardennes Paleozoic massif forms the primordial exposure of the Variscan deformation front in Northern France. It includes folded and thrusted units composed of non metamorphic to epi-metamorphic rocks of mostly Devonian-Carboniferous age. Along a Western Ardennes transect imaged by the M146 seismic profile, the thrust front is characterized by a major crustal scale south-dipping thrust zone whose emergence corresponds to the c1assical "Midi" thrust zone. The latter induces the thrusting of the Ardennes-Avesnois fold-and-thrust belt onto the dismembered molassic Namurian-Westphalian coal-bearing foreland basin and its Brabant-type substratum. The main Ardennes basal thrust accommodates a significant part of the motion occuring during a late out-ofsequence event. South of this main thrust, Avesnois area display second order thrust-related folds with a general ENE-WSW trend and a NNW vergence. These structures involve a strongly heterogeneous Iithological sequence. The induced rheological contrasts strongly control the deformation style. New cartographic and structural studies, mainly carried out in the Famennian sequences, allowed us to precise the geometry and kinematics of the fold-thrust structures. As a whole, these data indicate (1) that the thick Incompetent Famennian layers acted as a distributed complex décollement-zone decoupling shortening between the Mid-Devonian and Dinantian layers, (2) that the geometrical folding model demonstrated above early synsedimentary discontinuities corresponds to disharmonic fold types. the folding in the post-Lower Famennian levels occurred by flank rotation around fixed hinge zones. For the lower-Famennian incompetent levels, shortening is accommodated by the presence of several fold hinges in folds hinge zone and by buckling. (3) that the foreland-directed thrust related folds were lately deformed by backwards thrusting, highlighting the overall difficulty of the forward propagation of the thrust front onto the Brabant foreland.

Le comportement en fluage et à la relaxation d’aciers au chrome est étudié par indentation instrumentée, ce qui permet de solliciter le matériau dans des conditions de chargement proches de celles des essais classiques. L’objectif principal n’est pas ici de se substituer à eux mais de proposer un classement des matériaux selon leur sensibilité en fluage / relaxation par indentation.Pour cela, nous déterminons, d’abord à température ambiante, les conditions optimales d’indentation en termes de temps de maintien, de charge de maintien, de vitesse de chargement et de forme de l’indenteur. La méthodologie proposée est appliquée ensuite à plus hautes températures jusqu’à 400 °C (limitation de l’instrument). A température ambiante, le coefficient de sensibilité à la contrainte obtenu correspond à la valeur extrapolée à température ambiante des données obtenues par fluage classique à hautes températures. Malheureusement, cette corrélation n’est pas vérifiée par indentation à chaud probablement à cause de la dérive thermique subie par l’instrument. Le comportement en relaxation par indentation a également été étudié à température ambiante. Nous proposons deux méthodes analytiques permettant de déterminer le coefficient d’homothétie défini dans la théorie de Hart. L’inverse de ce coefficient, déduit de la relaxation par indentation, est comparable au coefficient de sensibilité à la contrainte déterminé par fluage, ce qui permet de comparer les deux modes de sollicitation. Malgré les difficultés expérimentales rencontrées, nous proposons un classement des matériaux selon leur sensibilité au fluage. / The creep and relaxation behaviors of based-chromium steels are studied by instrumented indentation, which allows the application of loading conditions close to those of conventional tests to the material. The main objective here is not to substitute the classical tests by the indentation one, but to give a classification of materials according to their sensitivity in creep/relaxation by indentation.For that, we first determine at room temperature the optimum conditions of indentation in terms of holding time, indentation loading, the unloading and loading rates and indenter shape. The proposed methodology is afterwards applied at higher temperatures below 400 °C due to instrument limitation. At room temperature, we obtained the stress sensitivity exponent that corresponds to the extrapolated value at ambient temperature of data obtained by classical creep tests performed at high temperatures. Unfortunately, this correlation is not obtained by indentation at higher temperatures probably due to thermal drift of the instrument. We have also studied at room temperature the behavior in relaxation by indentation. We propose two analytical methods for determining the coefficient of scale defined in Hart's theory. The interest of this coefficient inferred from the relaxation by indentation is that its inverse is comparable to the stress sensitivity exponent determined by indentation creep, which allows to compare these two modes of solicitation. Despite the experimental difficulties encountered, we propose a classification of the tested materials according to their creep sensitivity.

Préserver l’intégrité des occupants d’un véhicule lors d’un accident constitue un enjeu majeur pour les constructeurs automobiles depuis de nombreuses années. L’objectif de cette thèse est d’analyser l’effet de la pré-déformation plastique sur la tenue au crash d’une structure de type crash-box. L’histoire du chargement est composée de deux phases. La première est le processus de mise en forme qui est généralement réalisé sous chargement quasi-statique. La seconde phase est caractérisée par un évènement de type crash. Le comportement de trois aciers fréquemment utilisés dans l’industrie automobile a été étudié (BH260, DP600, TRIP800). Des essais en traction uni-axiale ont permis de mettre en évidence l’effet d’un pré-chargement quasi-statique sur la réponse en rechargement dynamique. Une large campagne expérimentale d’écrasement de structures a par ailleurs révélé que le processus de pré-déformation a un effet bénéfique sur la tenue au crash malgré la réduction de l’épaisseur des structures. Deux modèles phénoménologiques sont ensuite proposés pour décrire les effets d’écrouissage et de sensibilité à la vitesse de déformation des métaux. Les prédictions des modèles montrent une très bonne correspondance avec les données expérimentales dans une large gamme de vitesse de déformation et les effets d’histoire de vitesse de déformation peuvent être très bien pris en compte par l’un des modèles. Enfin, une démarche numérique de couplage emboutissage-crash est présentée où les variables calculées lors de la mise en forme (contraintes résiduelles, déformation plastique équivalente, épaisseur finale) sont prises en compte lors de l’écrasement sous chargement dynamique / To preserve the integrity of vehicle passengers during a crash constitutes a major goal for the automotive manufacturers since many years. The aim of this Ph-D thesis is to analyze the effect of a plastic prestrain on crash properties of a crash-box structure. The loading history is composed of at least two phases. The first phase is the forming process, in general under quasi-static conditions. The subsequent loading is due to a crash event. The behavior of three steels frequently used in the automotive industry has been studied (BH260, DP600, TRIP800). The experimental characterization of the steels shows the effect of a quasi-static prestrain on subsequent dynamic tensile curves. In addition, a large experimental crushing campaign of structures revealed that the prestrain process improves the crash behavior despite a reduction of the wall thickness. Two phenomenological models are then proposed to describe the strain-hardening effects and strain-rate sensitivity of metals. The model predictions show a very good agreement with experimental results for a wide range of strain-rate. Strain-rate history effects are well accounted for by one of the models. Finally, a numerical approach is performed where the variables calculated during the stamping (residual stress, equivalent plastic deformation, final thickness) are taken into account during the crash simulation under dynamic loading

Dans cette thèse certains problèmes liés au comportement thermo-viscoplastiques des alliages métalliques sont analysés. Ainsi, la réponse des métaux pour un large spectre de vitesses de déformation et en températures a été étudiée. Ceci est d'un intérêt majeur dans de nombreuses applications industrielles. L'optimisation des matériaux dans le but de supporter de plus en plus de sollicitations extrêmes est un problème très actuel. Au niveau modélisation la validation du modèle Rusineck-Klepaczko (RK) a été étendu à différents alliages sans dépendance avec la déformation plastique dans la définition du volume thermiquement activé. De plus, une extension du modèle MRK a été faite dans le but de décrire le comportement des matériaux présentant une dépendance en déformation dans la description de la sensibilité à la vitesse de déformation. Ce modèle a été utilisé pour décrire les matériaux avec une sensibilité négative à la vitesse de déformation et présentant un fort effet du drainage visqueux. En complément une loi de comportement a été développée pour décrire le comportement des matériaux avec une transformation de phase de type martensitique. Ces lois de comportement ont été implémentées dans un code éléments finis. Grâce à ces outils des études précises et fines ont été menées au niveau des instabilités thermo-viscoplastiques notamment sous chargement dynamique. Deux études particulières ont été faites, l'une sur le processus d'expansion des anneaux et une seconde sur la traction dynamique. Une étude complète a été menée sur le couplage entre la plasticité locale et le phénomène lié à la propagation des ondes élastiques générées par l'impact du chargement. En complément des essais 3D de type perforation ont été réalisés dans le but de valider les approches analytiques. Divers matériaux ont été utilisés comme : l'acier ES, un alliage d'aluminium 2024-T3, un acier AISI304 et un acier de type TRIP 1000. L'ensemble des matériaux ayant été caractérisé au préalable via des essais simples. Le but de ces études de perforation étant d'étudier leur réponse sous impact dynamique et de valider les outils analytiques et numériques / In this doctoral Thesis the thermo-viscoplastic behaviour of metallic alloys used for structural protection purposes has been analyzed. The study includes the proposition of advanced constitutive relations and their integration into numerical models. These numerical models are validated for impact problems within the low-intermediate range of impact velocities (until 85 m/s). The advanced constitutive relations derived are based on the Rusinek-Klepaczko model whose validity is extended to metallic alloys showing dependence on plastic strain on the volume thermally activated. In addition the constitutive relations developped allow describing macroscopically viscous drag effects at high strain rates, negative strain rate sensitivity and martensitic transformation phenomena. Implementation of previous constitutive relations has been conducted into the FE code ABAQUS/Explicit. Thus, development of numerical models for the simulation of ring expansion test and conventional dynamic tension test has allowed analyzing the formation of plastic instabilities. In this analysis the effects of strain rate sensitivity, strain hardening and plastic wave propagation have been considered. Finally, it has been examined the impact behaviour of metallic alloys widely used for structural protection purposes: the mild steel ES, the aluminium alloy 2024-T3, the steel AISI 304 and the steel TRIP 1000. For that goal conventional characterization tests as well as impact tests have been conducted. Numerical models based on the constitutive relations derived have been developped in order to simulate the impact tests. These numerical models offered a suitable description of the perforation process in terms of ballistic limit and the associated failure mode of the target

La technique puce retournée pour l’encapsulation des puces est largement utilisée dans l’industrie, mais présente de nombreux défis. Cette technique requiert que les matériaux utilisés subissent de hautes températures (250°C). Or, le silicium et le substrat organique ont des coefficients d’expansion thermique (CET) très différents. Donc, ces températures et la différence de CET induisent des contraintes sur la puce. Ces contraintes affectent les performances électriques de la puce et peuvent provoquer la fissuration de celle-ci. L’humidité à l’intérieur du module s’ajoute aux problèmes. Elle corrode les interconnexions puis facilite la formation de trous dans l’époxy utilisé pour augmenter la cohésion mécanique entre la puce et le substrat. Jusqu’à maintenant des jauges de déformations sur silicium ont été réalisées. Bien que les facteurs de jauges obtenus soient grands (100), cette technique basée sur la théorie des semi-conducteurs nécessite que la surface dédiée à la circuiterie soit remplacée par la jauge. Actuellement, aucune technique ne permet de mesurer efficacement les déformations sur la surface d’une puce sans modifier sa circuiterie. Ainsi, l’objectif est de développer une jauge de déformation et d’humidité portable constituée de nanotubes de carbone. Cette jauge sera positionnée directement sur la couche de polyimide, elle-même située sur la circuiterie. Les propriétés piézorésistives des nanotubes ainsi que leurs dimensions sont des atouts pour la conception de ces jauges micrométriques. Globalement, le projet se sépare en trois volets : étude et optimisation des films de nanotubes, fabrication de capteurs prototypes puis intégration des capteurs dans le module. Le premier volet sert à déterminer la méthode optimale de dépôt des nanotubes et le type de nanotubes préférables. La fabrication de capteurs prototypes permet de définir un procédé de microfabrication et de calibrer en déformation, température et humidité.

Le comportement mécanique du polyéthylène est déterminé en traction et en fluage à l'aide du dispositif VidéoTraction. Les résultats les plus inattendus concernent la variation de volume : après une expansion élastique, on constate une compétition entre un phénomène de compaction et un effet de dilatation. D'autres techniques et une recherche des erreurs du dispositif d'extensométrie ont confirmé la tendance à la dilatation et la faible contribution de la compaction. Les propriétés de la matrice polymère et celles des microcavités ont été distinguées. La matière est le siège de deux processus volumiques opposés se compensant presque exactement : la perte de cristallinité et l'orientation des chaînes amorphes. Dès lors, la cavitation est prédominante. Un modèle prédisant l'intensité de la cavitation est développé à partir des données microstructurales. Enfin, le comportement mécanique global est décomposé en une partie intrinsèque (matrice polymère) et une partie volumique (cavitation).

Le travail présenté vise une meilleure compréhension des phénomènes mis en jeu lors de l'exposition à haute température des bétons à haute performance. Nous nous sommes plus particulièrement intéressés au comportement mécanique. La première partie de ce document présente une synthèse des travaux réalisés sur l'évolution des propriétés physiques et mécaniques des bétons soumis à haute température. Les résultats présents dans la littérature sont variés, parfois contradictoires et confus notamment ceux concernant l'évolution des propriétés mécaniques au cours de l'échauffement. Les évolutions de la résistance en compression, résistance en traction et module d'élasticité sont présentés en fonction des différents paramètres influençant ces comportements. L'influence des conditions de réalisation des essais est notamment discutée. En outre, le comportement au feu est abordé sous l'angle du phénomène de l'écaillage. Nous présentons ainsi le rôle des fibres polypropylène, un moyen efficace de réduire les risques d'apparition du comportement explosif. La deuxième partie, consacrée à l'étude expérimentale. Dans cette partie nous exposons les matériaux testés, leurs compositions et les constituants utilisés, ainsi que la fabrication de ces matériaux et leur conservation. Ensuite nous présentons le banc d'essais développé, permettant de tester le comportement mécanique à chaud des bétons. Ce nouveau dispositif expérimental spécifique et relativement complexe, a été spécialement mis au point afin de réaliser l'étude de la déformation thermique libre, de la déformation thermique sous charge mécanique, et du comportement en compression et en traction à chaud. Les résultats expérimentaux obtenus, sont ensuite présentés et discutés. La majeure partie de cette étude a été consacrée à l'établissement des relations entre le comportement mécanique et la température des différents types de béton. La résistance en compression et le module d'élasticité varient non seulement avec la température d'exposition du matériau, mais aussi avec le scénario d'échauffement (vitesse de montée en température, essais à chaud/après refroidissement, etc.). Dans les observations que nous avons réalisé, l'influence du rapport E/C des bétons testés a été étudiée ainsi que l'influence de l'ajout des fibres polypropylène sur les propriétés mécanique des BHP testés à chaud. Les observations de l'évolution des propriétés mécaniques réalisées nous ont permis de constater que les résultats du comportement à haute température sont fortement influencés par la présence de l'eau dans le matériau, surtout dans la gamme de températures jusqu'à 300°C. En complément de l'étude du comportement en compression, nous avons étudié la possibilité de réalisation des essais de traction directe sur le matériau béton "à chaud". Diverses solutions ont été envisagées et testées, afin de retenir la technique plus adaptée à nos besoins. Les premiers résultats sont très prometteurs. Il faut souligner que le nombre d'études expérimentales du comportement en traction directe "à chaud" est extrêmement faible. Une grande partie de la recherche a été consacrée à l'étude de la déformation thermique transitoire (DTT). Ce comportement, encore mal connu et souvent controversé, appelé "fluage thermique transitoire" a été étudié sur trois bétons à haute performance (BHP) et un béton ordinaire (BO). Parmi les paramètres influençant la DTT nous pouvons citer: le taux de chargement, l'histoire du chargement thermo mécanique, la vitesse de montée an température ou la teneur en eau du béton. De plus, nous avons étudié de l'existence du phénomène de la DTT sous charge mécanique en traction.

Il y a un besoin de mesures de vibration, tel que dans l'automobile pour le contrôle actif du bruit acoustique. Les microsystèmes électromécaniques (MEMS) et les technologies sans fils sont des technologies de plus en plus répandues pour l'implémentation de capteurs. Ce projet vise donc le développement de capteurs de déformation en utilisant une solution sans fil pour l'acquisition des mesures de la vibration, avec les technologies MEMS. Ce projet de recherche utilise la technologie des systèmes RFID passifs pour la communication, intégrée avec un transducteur de déformation MEMS pour la mesure. Le capteur consiste en une antenne reliée à un transducteur MEMS capacitif par l'entremise d'une ligne de transmission avec des discontinuités. Les déformations de la structure sur laquelle le capteur est fixé sont traduites en changement de capacité du transducteur, ce qui engendre un retard dans le signal réfléchi par l'antenne. Une étude de l'état de l'art des principes de communication et de transduction a permis de comparer les avantages et inconvénients des approches. Une modélisation analytique faite sur différents types de transduction a conduit à une combinaison optimale faisant intervenir un transducteur type capacitif. Pour atteindre une taille du capteur de l'ordre du centimètre, le système travaille à une fréquence micro-onde fixée à 24,125 GHz. Un dispositif fût alors conçu, incluant la ligne de transmission avec des discontinuités pour l'identification du capteur ainsi que le transducteur capacitif avec peignes interdigités et ressorts en silicium. La conception d'un tel capteur permet d'aboutir à une sensibilité de 11ps/[epsilon] avec une bonne linéarité sur une plage de mesure [0..2500[micro][epsilon]]. Un procédé de microfabrication du transducteur MEMS est aussi proposé, ainsi qu'une approche pour la fabrication pour les éléments RF sur un substrat d'alumine et leur intégration.