Soutenance mémoire
Dans l’étude de la fatigue des matériaux cristallins, la réponse contrainte-déformation joue un rôle important. En effet, La réponse des contraintes du matériau détermine la quantité de déformation plastique cyclique induite par les chargements extérieurs exercés sur les éléments de construction. Les aciers inoxydables AISI 316 (X2 CrNiMo 17-12) et AISI 304 (X2 CrNi 17-12) sont largement utilisés dans les éléments de sécurité des centrales nucléaires. Les sollicitations vues par ces matériaux sont de types cycliques uniaxiales voire multiaxiales. De nombreux auteurs se sont intéressés au comportement des aciers inoxydables austénitiques soumis à de telles sollicitations. Les travaux de recherche sur le comportement de ces aciers et les propriétés intrinsèques des aciers inoxydables austénitiques seront présentés par la suite.
Les aciers inoxydables austénitiques
Composition chimique
Les aciers inoxydables austénitiques présentent une excellente résistance à la corrosion grâce à l’ajout d’au moins 10,5% de Chrome. Ces aciers ont aussi d’excellentes caractéristiques mécaniques en termes de ductilité ou de ténacité selon les éléments d’alliage.
De façon générale, les aciers 304L, répertoriés dans la littérature, contiennent de 0,02 % à 0,10% de Carbone, de 17 % à 20% de Chrome, de 7 % à 25% de Nickel et de 2 % à 5% de Molybdène [DeBaglion 2011, Lehericy 2007, Petitjean 2003]. Le chrome est un élément alphagène, c’est-à-dire, il élargit le domaine ferritique « α » au détriment de l’austénite « γ ». Il est donc nécessaire d’introduire un élément d’alliage gammagène, comme le Nickel, pour stabiliser l’austénite à température ambiante. L’addition de Sélénium ou de Soufre, à des teneurs d’environ 0.15%, améliore nettement l’usinabilité mais réduit légèrement la résistance à la corrosion. La corrosion intergranulaire des aciers inoxydables austénitiques est évité soit en ajoutant des éléments qui forment des carbures, comme le Titane et le Niobium, soit en utilisant une très faible teneur en carbone (« L » pour Low carbon). Les aciers, contenant, moins de 0,03% de carbone ne présentent pas de précipitation inter cristalline de carbures de chrome, qui est responsable d’une déchromisation de l’austénite aux joints de grains. De plus, l’addition de 2 à 4% de Molybdène augmente nettement la résistance à la corrosion de ces aciers dans la plupart des milieux.
Cependant, la diminution de la teneur en carbone entraîne une réduction des propriétés mécaniques. Ce phénomène peut être compensé par l’introduction d’azote qui, à des teneurs inférieures à 0.2%, augmente notablement la limite d’élasticité sans diminution de la ductilité, car comme le carbone, il occupe des sites interstitiels. Enfin, un apport de manganèse permet d’augmenter la solubilité, initialement faible, de l’azote dans l’acier.
Les structures cristallographiques
Les aciers inoxydables austénitiques présentent une phase austénitique « γ » avec éventuellement, la présence d’une phase ferritique résiduelle « α ». L’austénite est une solution solide d’insertion de carbone dans l’allotrope γ du fer. Cet allotrope paramagnétique est de structure cristallographique Cubique à Faces Centrées (CFC). Cette structure leur confère une excellente ductilité et ténacité depuis des températures très basses, par absence de transition ductile-fragile, jusqu’à plusieurs centaines de degrés Celsius. L’austénite métastable peut se transformer en martensite soit par un chargement mécanique (contrainte ou déformation plastique) dans un intervalle de température Ms < T < Md30 [Bolling 1970, Richman 1971], soit par refroidissement thermique à basse température à T < Ms [Lecroisey 1972] (La température Ms « Martensite start » est la température à laquelle la martensite apparaît lors d’un refroidissement, la température Md30 quant à elle, est définie comme la température à laquelle 50% de martensite s’est formée après une déformation plastique de 30% exercée en traction). Deux types de martensite peuvent alors être induites, une induite par la contrainte et une autre induite par la déformation plastique. Ces deux phases martensitiques se retrouvent dans les aciers inoxydables austénitiques sous les noms de martensite α’ et martensite ɛ [Mangono 1970, Lecroisey 1972] :
– la martensite α’ est une phase métastable, ferromagnétique, issue de la transformation sans diffusion de l’austénite en dessous d’une température martensitique. La transformation de l’austénite en martensite α’ consiste en un changement du réseau cristallin qui évolue d’une structure CFC à une structure Quadratique. C’est la sursaturation en atomes de carbone qui provoque la distorsion du réseau Cubique Centré du fer α en un arrangement Quadratique. Cependant, l’acier AISI 304L est un cas particulier car sa faible teneur en carbone n’engendre aucune distorsion de maille [Brooks 1979]. La martensite produite est alors de même structure C.C. que la ferrite α [Pasco 2004]. Cette phase martensitique possède une grande dureté et une fragilité notable contrairement à sa phase mère, l’austénite qui est plutôt très ductile.
– La martensite ε est une phase paramagnétique, de structure Hexagonale Compacte (HC). Des observations au microscope électronique à haute tension ont révélé que cette phase martensitique se forme à partir d’un chevauchement des fautes d’empilements créés lors de la déformation à basse température [Lacombe 1990 ; Nagy 2004] et que sa stabilité dépend de la composition chimique de l’alliage.
Réponse cyclique
Le pilotage des essais de fatigue oligocyclique peut être réalisé de trois manières différentes:
• soit en imposant l’amplitude de déformation totale (Δεt),
• soit en imposant l’amplitude de déformation plastique (Δεp)
• soit en imposant la contrainte (Δσ) (la contrainte, est le rapport entre la force appliquée (F) et la surface vraie (Svraie) de l’échantillon (σ=F/Svraie)).
La première façon est la plus usuellement rencontrée dans la littérature. Le contrôle de la déformation plastique nécessite une boucle d’asservissement programmée par logiciel, il est donc plus délicat à mettre en œuvre. Ceci explique qu’un certain nombre d’auteurs ont choisi d’asservir la machine d’essai à la déformation mesurée, tout en contrôlant l’amplitude de déformation plastique [Polák 1983]. Le troisième mode de pilotage, à savoir le contrôle de l’essai en contrainte, conduit à l’observation du phénomène de déformation progressive ou rochet.
Réponse cyclique avec un niveau de chargement
L’étude du comportement en fatigue oligocyclique, consiste à suivre, pour différentes amplitude de déformation totale imposée, l’évolution de l’amplitude de contrainte (Δσ) en fonction du nombre de cycles (N). Le premier phénomène observable, sur une boucle d’hystérésis, est l’effet Bauschinger. (Figure I.3). Cet effet se traduit notamment par une diminution de la limite d’élasticité en compression après un chargement en traction et vice-versa [Choteau 1999].
Ensuite, avec l’ensemble des boucles d’hystérésis, il est alors possible de tracer la courbe de la réponse cyclique (Δσ = f(N)). Concernant les aciers austénitiques, l’évolution de l’amplitude de contrainte en fonction du nombre de cycles se fait en deux temps :
• un stade d’évolution rapide de l’amplitude de contrainte. En effet le matériau peut présenter une phase de consolidation, ou durcissement cyclique, suivie d’une phase de déconsolidation, ou adoucissement cyclique
• et un stade de saturation pendant lequel l’amplitude de contrainte reste constante ou quasiconstante. Ce stade présente des cycles stabilisés. Ces cycles peuvent être soit élastiques, c’est l’adaptation, soit plastiques, c’est l’accommodation. Les aciers inoxydables austénitiques exhibent un durcissement durant les premiers cycles. Il est d’autant plus important que l’amplitude de déformation plastique est grande [Mughrabi 1979]. Le stade qui suit ce durcissement, l’adoucissement ou alors le régime stabilisé, est fonction de l’amplitude de déformation totale. En effet, pour un acier 304 [Jiang 1997], ou pour un 316L [Zong 1990, Mateo 1996, Moussavi 1997], ce durcissement peut être suivi d’un adoucissement cyclique pour des amplitudes de déformation totale inférieures ou égales à 0,28% ou alors d’une stabilisation de l’amplitude de contrainte pour une amplitude de déformation imposée de 0,6% (Figure I.4). Jiang et Zhang [Jiang 2008], dans un retour d’expérience, ont conclu que le durcissement comme, l’adoucissement, dépend non seulement du matériau mais aussi de l’amplitude du chargement imposée.
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Table des matières
INTRODUCTION
I. ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE
I.1. INTRODUCTION A LA FATIGUE
I.2. COMPORTEMENT CYCLIQUE ET EVOLUTIONS MICROSTRUCTURALES DES ACIERS INOXYDABLES AUSTENITIQUES EN FATIGUE
I.2.1. Les aciers inoxydables austénitiques
I.2.2. Réponse cyclique
I.2.3. Mécanismes de déformation et évolutions microstructurales en fatigue
I.3. ETUDE DE L’ENDOMMAGEMENT EN FATIGUE
I.3.1. Mécanismes d’endommagement précoce
I.3.2. Propagation des fissures de fatigue
I.4. FATIGUE SOUS CHARGEMENT A AMPLITUDE VARIABLE
I.4.1. Les méthodes de comptage des cycles
I.4.2. Cumul de dommage en fatigue
I.5. SYNTHESE DU TAVAIL BIBLIOGRAPHIQUE
II. MATERIAU ET TECHNIQUES EXPERIMENTALES
II.1. L’ACIER INOXYDABLE AUSTENITIQUE 304L
II.1.1. Composition chimique
II.1.2. Microstructure
II.1.3. Taille des grains
II.2. GEOMETRIE ET PREPARATION DES EPROUVETTES
II. 3. DISPOSITIF EXPERIMENTAL ET ESSAIS MECANIQUES
II.3.1. Machine d’essai et instruments de mesures
II.3.2. Essai de traction
II.3.3. Essais de fatigue oligocyclique
II. 4. CARACTERISATION DE L’ENDOMMAGEMENT
II.4.1. Microscopie optique
II.4.2. Microscopie électronique
II.4.3. Répliques plastique
II.4.4. Emission acoustique (EA)
II.5. SYNTHESE ET METHODOLOGIE DEVELOPPEE
III. FATIGUE A AMPLITUDE CONSTANTE A L’ECHELLE DE L’EPROUVETTE
III.1. COMPORTEMENT CYCLIQUE DE L’ACIER 304L
III.1.1. Réponse cyclique
III.1.2. Courbes de contrainte-déformation
III.2. EVALUATION DE LA DUREE DE VIE EN FATIGUE
III.2.1. Tenue en fatigue de l’acier 304L
III.2.2. Modèles de prédiction de la durée de vie en fatigue
II.3. POINTS MARQUANTS DU CHAPITRE
IV. FATIGUE A AMPLITUDE CONSTANTE A UNE ECHELLE PLUS LOCALE
IV.1. EVOLUTION DU DOMMAGE EN FATIGUE A AMPLITUDES CONSTANTES DE L’ACIER 304L
IV.1.1. Endommagement pour une amplitude de déformation totale de ±0,6%
IV.1.2. Endommagement pour une amplitude de déformation totale de ±0,45%
IV.1.3. Endommagement pour une amplitude de déformation totale de ±0,3%
IV.1.4. Endommagement pour une amplitude de déformation totale de ±0,2%
IV.1.5. Conclusions de l’analyse qualitative
IV.2. EVOLUTION DE LA FISSURE PRINCIPALE AU COURS DU CYCLAGE
IV.2.1. Evolution de la longueur de la fissure principale
IV.2.2. Evolution de la fissure principale en profondeur
IV.2.3. Relation entre la profondeur et la longueur des fissures en fatigue
IV.3. IDENTIFICATION DES DIFFERENTS STADES D’EVOLUTION DES FISSURES EN FATIGUE
IV.4.1. Stade d’évolution microstructurale des fissures courtes (MSC)
IV.4.2. Stade d’évolution physique des fissures courtes (PSC)
IV.4.3. Stade d’évolution des fissures longues (LC)
IV.4. MODELISATION DE L’ENDOMMAGEMENT EN FATIGUE
IV.4.1. Loi d’évolution par une approche de type Tomkins et Wareign
IV.4.2. Lois d’évolution par stade d’endommagement
IV.4.3. Nouvelle loi d’endommagement en fatigue
IV.4.4.Quel paramètre pertinent pour bien décrire l’endommagement en fatigue ?
IV.4.5. Prédiction de la durée de vie par un critère d’endommagement
IV.5. SUIVI DES ESSAIS DE FATIGUE PAR EMISSION ACOUSTIQUE
IV.5.1. Analyse conventionnelle
IV.5.2. Analyse statistique multivariable
V.6. POINTS MARQUANTS DU CHAPITRE
CONCLUSION
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