Fissuration des mortiers - CSTB

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Étude des phénomènes chimiques et physiques agissant sur le comportement des mortiers contenu dans le gypse, forme de l’ettringite (AFt), qui précipite en masse autour du grain de C3A et inhibe sa dissolution. Celle-ci, une fois le gypse totalement consommé, se décompose pour former du monosulfoaluminate (AFm). 2.2 Hydratation du C3S Nous nous focaliserons dans ce paragraphe sur l’hydratation du silicate tricalcique, l’hydratation du silicate bicalcique étant simplement différente par sa stoechiométrie et par sa cinétique beaucoup plus lente. Les différentes étapes de l’hydratation du C3S peuvent être visualisées sur les courbes de dégagement de chaleur ou d’analyse des ions Ca 2+ en solution (voir figure 1.1). FIG. 1.1: Allure typique des courbes de dégagement de chaleur et d’ions calcium en solution lors de l’hydratation d’une phase pure de C3S Les cinq étapes mises en évidence dans la figure 1.1 sont chronologiquement, I : la réaction initiale, II : la période d’induction, III : La phase d’accélération, IV : la phase de décélération, V : la réaction finale (Skalny et Young 1980 [4]). – La réaction initiale. Lors du contact entre les grains de C3S et l’eau, il se produit une réaction quasi-instantanée et fortement exothermique, provoquant un premier pic de dégagement de chaleur. Cette première réaction consomme moins de 1 % de C3S. La RMN 1 du proton et la spectrométrie de photoélectrons montrent un site d’échange continuels entre solide et solution, qui s’enrichit peu à peu en ions Ca 2+ et OH − (dissolution congruente du C3S). Un premier hydrate est alors formé, son rapport Ca/Si est voisin de 1 (Regourd 1980 [5]). Il forme alors une fine couche de quelques nanomètres autour du grain, qui n’est pas observable au microscope électronique, baptisé C-S-H (M) par Jennings (Jennings 1989 [6]). – La période d’induction. Pendant cette période de quelques heures, la réaction d’hydratation évolue très lentement. Cette étape permet notamment le transport du béton ou du mortier avant qu’il ne fasse prise. Le rapport Ca/Si au niveau de la couche d’hydrate augmente jusqu’à atteindre une valeur approximative de 2 (Regourd 1980 [5], Jennings 1989 [6]). La fin de cette période est caractérisée par la précipitation quasi simultanée de Ca(OH)2 et d’un C-S-H plus fibreux (C-S-H (S) selon Jennings). Les études plus récentes sur l’hydratation se basent plutôt sur l’influence des phénomènes de sursaturation de la solution pour expliquer le phénomène (Barret et coll. 1986 [7]). Il semble, entre autres, 1 Résonance Magnétique Nucléaire 12
Étude des phénomènes chimiques et physiques agissant sur le comportement des mortiers que la germination hétérogène des C-S-H à la surface des grains de C3S puisse être à l’origine de cette période d’induction (Garrault 1998 [8]). – La phase d’accélération. Selon Jennings (Jennings 1989 [6]), la précipitation des C-S-H (S) est contrôlée par la précipitation de la portlandite. Or, en présence de cette nouvelle forme de C-S-H, la couche initiale de C-S-H (M) va se dissoudre pour reformer des C-S- H (S) et ainsi faciliter la dissolution du C3S, ce qui accélère la réaction. Cette hypothèse est en accord avec le fait qu’on observe des cristaux de Ca(OH)2 en contact avec les C- S-H. Selon d’autres auteurs, c’est la croissance libre des C-S-H qui est le moteur de cette phase, qui est d’autant plus rapide que les hydrates vont croître parallèlement au grain anhydre et finir par le recouvrir totalement (Garrault et Nonat 2001 [3]). – La phase de décélération. Lorsque la surface du grain anhydre est entourée d’hydrates, la diffusion des réactants à travers cette couche dense devient plus lente, ce qui se traduit par un ralentissement de la réaction d’hydratation. – La réaction finale. Pendant cette période qui va permettre au béton de mûrir et à ses caractéristiques d’atteindre leurs valeurs maximales en terme de résistance ou de durabilité, la microstructure continue de se densifier. Les C-S-H ainsi que les cristaux de portlandite continuent de se former et de remplir la porosité. La cinétique de cette période de diffusion contrôlée est généralement modélisée de manière globale, bien que tous les mécanismes physico-chimiques ne soient pas encore tous compris. Notons que l’hydratation de phases pures de C3S reste globalement inchangée en présence de C3A et de gypse. On peut, par conséquent, considérer que ce comportement correspond par analogie à celui d’un ciment Portland (a fortiori un ciment riche en C3S). 3 Microstructure et porosité Lorsque l’on s’intéresse à la microstructure de matériaux aussi hétérogènes que les matériaux cimentaires, on aborde un domaine à la fois extrêmement riche et complexe. Modestement, dans cette partie, nous nous intéressons seulement au C-S-H qui est le principal composant de la pâte de ciment hydratée, afin de comprendre sa structure au niveau microscopique et nanoscopique. Par la suite, l’étude de la porosité, nous le verrons tout au long de ce travail, est indispensable pour des matériaux tels que les bétons et les mortiers, afin de comprendre leurs comportements à l’échelle macroscopique. 3.1 Microstructure des C-S-H 3.1.1 À l’échelle moléculaire et nanométrique Le C-S-H est un hydrate de nature chimique assez complexe, dont la structure atomique n’a pas encore été entièrement résolue. Son rapport C/S varie aux alentours de 1,7 dans une pâte de ciment mûrie. Les C-S-H pouzzolaniques, formés à partir de la réaction entre la portlandite et la fumée de silice, qui est introduite comme adjuvant minéral dans les bétons, ont un rapport C/S inférieur. A l’échelle moléculaire, le modèle structural de la tobermorite est considéré comme le plus proche de celui des C-S-H, avec une répartition en feuillets d’ions calcium reliés entre eux par des groupements silicates. La figure 1.2 montre le modèle proposé par Feldman et 13
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Perspectives À l’issue de ce tra
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Bibliographie [1] H. Le Chatelier.
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BIBLIOGRAPHIE [32] E. G. Swenson, P
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