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Contexte industriel : les centrales nucléaires à eau sous pression
Principe de fonctionnement
Les réacteurs nucléaires à eau sous pression (REP) sont des réacteurs dits de génération II dont le schéma de fonctionnement est représenté Figure 2-1. Ils sont principalement utilisés en Europe, aux Etats-Unis et au Japon. Dans le cœur du réacteur, la réaction de fission en chaîne produit de la chaleur qui est transportée aux générateurs de vapeur par le milieu primaire, fluide caloporteur principalement composé d’eau sous pression. Dans le circuit primaire, l’eau est maintenue sous pression pour prévenir son ébullition. La température du milieu primaire est voisine de 325°C en branche chaude, 286°C en branche froide et peut atteindre 345°C au niveau du pressuriseur. Au niveau du générateur de vapeur, la chaleur est transférée via une série de tubes au milieu secondaire (275°C), ce qui provoque l’évaporation de l’eau du milieu secondaire. La vapeur d’eau entraîne une turbine dont la rotation entraîne celle de l’alternateur qui produit de l’électricité. Le transfert de chaleur est accompli sans mélange de fluide entre le milieu primaire et le milieu secondaire (en l’absence de fuite).
Circuit primaire
Le circuit primaire de REP est le circuit fermé d’eau sous pression qui assure le transfert de chaleur du cœur du réacteur vers le milieu secondaire. Il comprend la cuve, les générateurs de vapeur, les pompes primaires, le pressuriseur ainsi que les tuyauteries primaires.
Milieu primaire
Le milieu primaire de REP est composé majoritairement d’eau pure désaérée ([O2] <10 ppb) à laquelle sont ajoutés du bore sous forme d’acide borique H3BO3, du lithium sous forme de lithine (LiOH, H2O) et de l’hydrogène dissous. Le bore absorbe les neutrons, permettant ainsi de réguler la réaction nucléaire de fission. Sa concentration varie entre 1800 ppm et 1 ppm en fonction de l’activité du combustible, entre le début et la fin d’un cycle (soit une durée de 3 ans). La lithine est ajoutée au milieu pour tamponner le pH et le conserver proche de la neutralité (pH300°C = 7,2). Sa concentration (entre 2,2 ppm et 0,5 ppm) est ajustée en fonction de la concentration en acide borique .
Matériaux utilisés
Afin de résister à l’agressivité de telles conditions d’exploitation, les principaux matériaux de construction du circuit primaire sont :
• les alliages de nickel de type 600 (15% Cr) à l’état MA (Mill-Annealed, traitement thermique de 15 minutes à 980°C) et TT (Traitement Thermique supplémentaire de 16h à 700°C) remplacés progressivement par l’alliage 690 TT (30% Cr) ainsi que leurs soudures, respectivement les alliages de type 182 (15% Cr) ou 82 (20% de Cr) et les alliages de type 152 et 52 (30% Cr),
• les aciers inoxydables austénitiques et leurs soudures. L’une des spécificités du parc français réside dans l’utilisation de nuances dites bas carbone. Dans cette étude, nous nous intéresserons uniquement aux aciers inoxydables austénitiques 304L et 316L.
Les alliages de nickel sont utilisés pour les traversées de couvercle et fond de cuve, les tubes des générateurs de vapeur, les supports M (utilisés pour les internes de cuve inférieurs). Les aciers inoxydables sont employés pour les revêtements de cuve, les revêtements des bols des générateurs de vapeur, les internes de cuve ainsi que les tuyauteries primaires et auxiliaires.
Présentation des aciers inoxydables austénitiques
Composition chimique
Les aciers inoxydables austénitiques ont une teneur en chrome supérieure à 12% en masse ce qui les protège de la corrosion généralisée par l’eau du milieu primaire. La sensibilisation, conséquence d’une précipitation de carbures de chrome aux joints de grains suite à un maintien prolongé à une température comprise entre 500°C et 800°C, rend les aciers inoxydables vulnérables à la corrosion intergranulaire. Un soin particulier est donc apporté afin d’éviter le domaine de sensibilisation, par exemple en évitant les traitements thermiques de détentionnement après soudage.
Rôle des éléments d’alliage
Le chrome étant un élément alphagène qui stabilise la phase cubique centrée (ferrite), du nickel gammagène est ajouté pour stabiliser la phase austénitique (Cubique à Faces Centrées) à la température ambiante. Plus la teneur en nickel est élevée, plus grande est la stabilité vis-à-vis de la transformation martensitique induite par trempe et plus la teneur en ferrite résiduelle est faible. Les aciers austénitiques utilisés sur le parc français sont à bas carbone (< 0,03%) pour éviter la corrosion intergranulaire par déchromisation des joints de grains suite à la précipitation de carbures de chrome. Les teneurs faibles en carbone pourraient entraîner une diminution des propriétés mécaniques mais elles sont compensées par l’introduction d’azote interstitiel. L’azote stabilise efficacement l’austénite, il a une meilleure solubilité dans l’austénite que le carbone et a un effet durcissant important. La solubilité de l’azote dans l’acier est augmentée par l’ajout de manganèse, qui est un élément gammagène améliorant l’aptitude à l’écrouissage. Le molybdène améliore la résistance aux piqûres en augmentant le potentiel de piqûration.
Limites de composition
Le RCCM (règles de conception et de construction des matériels mécaniques des îlots nucléaires des REP), impose des teneurs limites en éléments d’alliage des aciers inoxydables utilisés sur le parc français.
Phases en présence
Les aciers inoxydables austénitiques ne sont pas dans un état thermodynamique stable (Figure 2-3). Ils sont traités thermiquement pour stabiliser la phase austénitique à température ambiante. De ce fait, une fraction de ferrite résiduelle δ peut être présente dans le matériau. De plus, lors de l’écrouissage, certains aciers inoxydables austénitiques sont le siège d’une transformation martensitique. La description de la microstructure d’un acier inoxydable austénitique écroui passe par la quantification des phases en présence.
Traitement d’hypertrempe
L’état d’équilibre à la température ambiante correspond à un état triphasé composé d’austénite, de ferrite et de carbures de chrome. La solubilité du carbone diminue quand la température diminue (Figure 2-3). Par conséquent, un traitement thermique d’hypertrempe est appliqué afin de stabiliser la phase austénitique à température ambiante. Il consiste en un recuit d’austénitisation entre 1000°C et 1150°C suivi d’un refroidissement rapide (en général de 30 minutes à 1 heure) donnant lieu à une solution solide métastable sursaturée en carbone et donc à une absence de carbures.
Ferrite résiduelle
La ferrite δ de structure cristalline cubique centrée est ferromagnétique, ce qui permet de la quantifier par des méthodes de mesure du champ magnétique (ferritscope ou sigmamètre). La ferrite est plus dure que l’austénite : elle conduit à la localisation des déformations ou des contraintes dans les grains austénitiques adjacents. En effet, la ferrite est une source d’hétérogénéités et d’incompatibilités de déformation facilitant l’amorçage des fissures intergranulaires, comme l’attestent les observations MET réalisées à l’interface austéno-ferritique. Elles montrent que la ferrite multiplie les systèmes de glissement activés dans l’austénite : les interfaces austéno-ferritiques sont les sites privilégiés de l’amorçage en fatigue (Rho 1998).
Transformation martensitique
La phase austénitique γ, cubique à faces centrées, peut se transformer en martensite α’ ferromagnétique dont la structure tétragonale centrée est dérivée de celle de la ferrite α avec les atomes de carbone en sites interstitiels octaédriques. Cette transformation de l’austénite vers la martensite (γ →α’) peut être obtenue par trempe à basse température ou par déformation plastique. Dans tous les cas, elle est réalisée selon un mécanisme de cisaillement sans phénomène de diffusion (mécanisme displacif). Une phase martensitique hexagonale compacte non magnétique ε peut apparaître en cours de transformation martensitique : γ → ε ou γ → ε → α’. La martensite ε peut n’être qu’une simple étape vers la martensite α’. La martensite ε apparaît par trempe à -196°C si l’énergie de défaut d’empilement (EDE) est inférieure à 43 mJ.m-2, et par trempe ou écrouissage à la température ambiante si l’énergie de défaut d’empilement (EDE) est inférieure à 30 mJ.m-2 (Bavay 1990).
La transformation martensitique spontanée par refroidissement débute à partir de la température Ms qui dépend des teneurs en éléments d’alliage. Plus un acier est allié, plus il est stable vis-à-vis de la transformation martensitique. Il est à noter que la transformation martensitique par refroidissement se produit avec une augmentation de volume qui crée de fortes contraintes de compression stabilisant l’austénite.
Une transformation martensitique peut en outre avoir lieu sous l’effet de la déformation plastique pour une température T comprise entre les températures des points Ms et Md représentant les températures de début et de fin de transformation martensitique par déformation plastique. La déformation facilite la germination de la martensite par cisaillement. La proportion de martensite α’ ainsi formée dépend de la composition chimique de l’acier, du mode de déformation, de la vitesse et de la température de déformation ainsi que de la quantité de déformation plastique (Figure 2-4). Pour les aciers inoxydables austénitiques, la température du point Ms correspond à une température très inférieure à la température ambiante (Ms<-250°C). A la température Md30 comprise entre Ms et Md, une déformation vraie de 30% produit 50% de martensite d’écrouissage. Au-delà de Md, aucune transformation martensitique n’est possible. En dessous de Mf, la transformation martensitique est complète. Entre Ms et Mf, la proportion de martensite ne dépend que de la température.
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Table des matières
1. INTRODUCTION GENERALE
2. BIBLIOGRAPHIE
2.1. Contexte industriel : les centrales nucléaires à eau sous pression
2.1.1. Principe de fonctionnement
2.1.2. Circuit primaire
2.1.2.1. Milieu primaire
2.1.2.2. Matériaux utilisés
2.2. Présentation des aciers inoxydables austénitiques
2.2.1. Composition chimique
2.2.1.1. Rôle des éléments d’alliage
2.2.1.2. Limites de composition
2.2.2. Phases en présence
2.2.2.1. Traitement d’hypertrempe
2.2.2.2. Ferrite résiduelle
2.2.2.3. Transformation martensitique
2.2.3. Mécanismes de déformation des aciers inoxydables austénitiques
2.2.3.1. Glissement des dislocations
2.2.3.2. Maclage
2.3. Corrosion sous contrainte
2.3.1. Retour d’expérience
2.3.2. Définition de la CSC
2.3.2.1. La CSC : un mode de corrosion localisée
2.3.2.2. Etapes de la CSC
2.3.3. Mécanismes de CSC
2.3.3.1. Compétition dissolution / passivation
2.3.3.2. Mécanismes basés sur la fragilisation par l’hydrogène
2.3.3.3. Oxydation assistée par la localisation de la déformation
2.3.3.4. Oxydation sélective aux joints de grains
2.3.4. Application à la CSC des aciers inoxydables austénitiques en milieu REB
2.3.4.1. Effet du milieu
2.3.4.2. Effet des paramètres « matériau »
2.3.4.3. Effet du chargement
2.3.4.4. Caractérisation des oxydes en pointe de fissure
2.3.4.5. Synthèse
2.3.5. Propagation des fissures de CSC en milieu REP
2.3.5.1. Effet du milieu
2.3.5.2. Effets des paramètres matériaux
2.3.5.3. Chargement mécanique
2.3.5.4. Sensibilité à la CSC : à la recherche du paramètre prépondérant
2.3.6. Amorçage : Paramètres influents en milieu primaire de REP
2.3.6.1. Ecrouissage
2.3.6.2. Effet du chargement appliqué
2.3.6.3. Température
2.3.6.4. Etat de surface
2.3.6.5. Oxydation
2.3.6.6. Conclusion
2.4. Modèles d’amorçage
2.4.1. Le modèle des indices
2.4.2. Améliorations du modèle des indices
2.4.2.1. Introduction de la contrainte effective σeff pour prendre en compte la surface écrouie.
2.4.2.2. Indice matériau : le rôle des carbures pour l’alliage 600
2.4.2.3. Chemin de déformation
2.4.3. Utilisation dans un cadre statistique
2.4.4. Conclusion
2.4.5. Modèle de Garud
2.4.6. Conclusion sur les modèles d’amorçage
3. MATERIAUX
3.1. Les matériaux approvisionnés
3.1.1. Etat de réception
3.1.1.1. Composition chimique
3.1.1.2. Microstructure
3.1.1.3. Comportement mécanique en traction uniaxiale
3.1.2. Pré-déformation par traction à froid pour les aciers 304L, 316L A et B
3.1.2.1. Préparation et prélèvement des éprouvettes écrouies par traction
3.1.2.2. Microstructure après pré-déformation
3.1.2.3. Comportement mécanique en traction uniaxiale
3.1.3. Pré-déformation par laminage à froid pour les aciers 304L, 316L A et B
3.1.3.1. Préparation et prélèvement des éprouvettes écrouies par laminage
3.1.3.2. Microstructure 85
3.1.3.3. Comportement mécanique en traction uniaxiale
3.2. Comportement mécanique
3.2.1. Conditions expérimentales
3.2.1.1. Eprouvettes
3.2.1.2. Dispositifs expérimentaux
3.2.2. Résultats des essais mécaniques
3.2.2.1. Essais de traction
3.2.2.2. Essais de fatigue oligocyclique
3.2.3. Identification des lois de comportement à la température ambiante
3.2.3.1. Forme de la loi de comportement retenue
3.2.3.2. Critère de plasticité utilisé
3.2.3.3. Base de données expérimentales à l’ambiante
3.2.3.4. Identification des paramètres de la loi de comportement à l’ambiante des aciers 304L et 316L : prise en compte de l’effet du trajet de chargement
4. MISE EN PLACE EXPERIMENTALE ET METHODES DE DEPOUILLEMENT DES ESSAIS D’AMORÇAGE DE LA CSC
4.1. Description des essais de CSC
4.1.1. Milieu primaire
4.1.2. Choix du type de chargement
4.1.3. Eprouvettes de CSC
4.1.3.1. Conditions de pré-déformation
4.1.3.2. Géométrie des éprouvettes
4.1.3.3. Calcul de σmax
4.1.4. Dispositifs expérimentaux
4.2. Dépouillements expérimentaux
4.2.1. Observations des amorces
4.2.1.1. Observations en surface
4.2.1.2. Observations sur coupe
4.2.2. Examen non destructif avec un rayonnement synchrotron à l’ESRF
4.2.2.1. Principe (Maire 2004)
4.2.2.2. Différentes méthodes d’imagerie par rayons X : radioagraphie et laminographie
4.2.2.3. Application de la radiographie à notre étude
4.2.2.4. Laminographie
5. CONCLUSION
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