Soutenance mémoire
Mécanique de rupture linéaire élastique
Concept de fermeture et fatigue des assemblages soudés
Verreman utilisait déjà en 1985 le mécanisme de fermeture des fissures pour expliquer le comportement des fissures courtes dans les soudures [144]. Hou et Lawrence [44] ont ajouté au modèle de plasticité en fond de fissure développé par Newman [81, 82] l’influence d’une entaille à partir de laquelle la fissure émanerait. Ce modèle, basé sur les éléments finis, permettrait de calculer pour les soudures la fermeture de fissure, donc le ΔKeff. Ce modèle tente d’inclure les contraintes résiduelles en superposant les déplacements donnés par le modèle aux déplacements des lèvres de la fissure causés par une distribution donnée de contraintes résiduelles. Nous le verrons plus tard, ce concept de fermeture est souvent utilisé pour expliquer l’effet des contraintes résiduelles de soudage sur la vitesse de propagation des fissures dans les soudures.
La fatigue-corrosion
L’effet de l’environnement dans lequel le chargement cyclique a lieu est une variable fondamentale qui est souvent oubliée. La synergie entre les phénomènes de corrosion et le chargement cyclique amène souvent des vitesses de propagation plus élevées et des durées d’amorçage plus courte. Tous comme la fatigue, la fatigue-corrosion est souvent séparée en trois stades : amorçage, propagation et propagation brutale. Dans le stade d’amorçage, la corrosion par piqûration entre en compétition avec la fatigue-corrosion. Le mode de rupture serait gouverné par le plus rapide des deux mécanismes : si la corrosion est plus rapide,l’amorçage se fera par formation d’une piqûre. Si la fatigue est plus rapide l’amorçage classique aura lieu.
À l’intérieur du stade de propagation, on sépare aussi le comportement des fissures courtes des fissures longues. La différence entre le comportement des fissures courtes et celui des fissures longues peut être amplifiée en fatigue-corrosion vu que la cinétique de corrosion peut être ralentie dans les fissures longues par rapport aux fissures courtes. Ainsi, si les mécanismes prédominants de fatigue-corrosion sont régis par les phénomènes de transport d’ions dans l’eau, les fissures courtes pourront propager plus rapidement que les fissures longues car elles se situent plus près de la surface, i.e. près de la source d’ions frais.
Mais revenons ici aux mécanismes de base de la fatigue corrosion, on explique la propagation de fissure sous fatigue-corrosion à l’aide de deux mécanismes distincts : la dissolution anodique et la fragilisation à l’hydrogène. La dissolution anodique, aussi appelée modèle de dissolution/repassivation, lie l’augmentation de la vitesse de propagation observée en fatigue-corrosion à la dissolution du métal dont le film protecteur est brisé par le chargement. La Figure 1.5 présente le cycle fracture-dissolution-repassivation relié à ce phénomène.
La fragilisation à l’hydrogène est reliée à la génération d’hydrogène causée par l’interraction entre les nouvelles surfaces créées avec le milieu. Ces surfaces aux propriétés surfaciques différentes des surfaces en amont réagiront avec le milieu (par exemple les nouvelles surfaces d’acier inoxydable ne sont pas passivées et sont donc beaucoup plus réactives). Un fréquent produit de ces réactions chimiques est l’hydrogène. Cet hydrogène entre dans le réseau cristallin et diffuse par la suite dans les zones les plus contraintes i.e. en fond de fissure où il fragilise les liaisons et facilite la rupture mécanique. Selon le cas, l’étape limitante, i.e. l’étape qui contrôlera la cinétique, peut être la production d’hydrogène ou la diffusion de l’hydrogène. Il est à noter que l’hydrogène peut aussi déjà être présent dans le métal. Il peut en effet s’être introduit lors des procédés de fabrication (soudage, placage, etc).
La Figure 1.6 présente une schématisation des différents processus reliés à la fragilisation par hydrogène.
Dans un article sur la fatigue-corrosion d’un acier inoxydable biphasé, Makhlouf et al. [72] citant les travaux de Magnin et al. [71], mentionnaient que si le Kmax est plus grand que le seuil de propagation en corrosion sous contrainte (KISCC), la corrosion jouera un rôle important lors de la propagation en fatigue. Sinon, l’environnement n’aura aucune influence sur la propagation des fissures.
Une autre position est présentée par Combrade [23] qui sépara quant à lui la fatiguecorrosion des aciers inoxydables selon trois types de comportements, présentés à la Figure 1.7. Deux de ces comportements sont influencés par la corrosion sous contrainte (courbes B et C de la Figure 1.7) et un ne l’est pas (courbe A de la Figure 1.7). Ce dernier comportement est d’ailleurs souvent appelé la « vraie » fatigue-corrosion.
Une autre observation qui va à l’encontre de la position de Magnin est le fait que les vitesses de propagation dans le vide sont plus faibles que dans l’air pour la plupart des matériaux. Pour expliquer ceci, il faudrait selon la position de Magnin que la plupart des matériaux soient susceptibles à la corrosion sous contrainte dans l’air.
Contraintes résiduelles induites par soudage
Avant de parler de l’influence des contraintes résiduelle sur la fatigue il est important de comprendre d’où proviennent ces contraintes. Comme le procédé de soudage est celui qui nous intéresse, il est important de rappeler qu’un effort considérable a été effectué par les russes au milieu du siècle afin de caractériser et tenter de prédire les distorsions et des contraintes résiduelles reliées aux procédés de soudage. Deux volumes traduits témoignent de ces travaux : Okerblom [98] et de Vinokurov [145]. Ces ouvrages contiennent plusieurs formules analytiques permettant de calculer les contraintes résiduelles dans divers types de joints. Ils forment la base de la compréhension des mécanismes de formation des contraintes résiduelles. Un autre ouvrage de référence important sur le sujet est celui de Masubuchi [76] qui résume les travaux faits par le MIT sur le sujet dans les années 60 et 70. Des ouvrages complets ont depuis paru sur le sujet [1, 32, 112]. Des normes d’évaluation des défauts dans les structures incluent aujourd’hui des formules de calculs des distributions de contraintes résiduelles dues au soudage qui permettent de tenir compte de ces contraintes dans les calculs visant à prévenir les ruptures catastrophiques [14, 15].
De façon plus succincte, Nitschke-Pagel et Wohlfart [84] présentèrent les paramètres qui contribuent le plus à la génération des contraintes résiduelles. Ils ont souligné deux mécanismes prédominants : la contraction encastrée de la zone chaude et l’expansion encastrée des phases formées lors du refroidissement. Avec ces deux mécanismes élémentaires, toute distribution de contraintes résiduelles pourrait être déterminée si on connaît les conditions de refroidissement et les propriétés du matériau. Ils soulignèrent que les conditions de bridage du cordon de soudage sont critiques au développement des contraintes résiduelles. Ces conditions sont données par le ratio entre les dimensions de la zone chaude par rapport à la zone froide et non pas par les dimensions absolues de la pièce.
Le premier mécanisme, soit la contraction encastrée de la zone chaude lors du refroidissement a fait l’objet de plusieurs recherches autant du côté expérimental que du côté de la modélisation. Aujourd’hui des outils de simulation par éléments finis modernes permettent de calculer les contraintes résiduelles résultant du procédé de soudage en modélisant le procédé de soudage lui-même. Le présent rapport ne couvrira pas les aspects de modélisation des contraintes résiduelles dues au soudage, cet aspect représente un champ d’étude complet en lui-même.
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Table des matières
INTRODUCTION
CHAPITRE 1 REVUE DE LITTÉRATURE
1.1 La fatigue
1.1.1 Généralités
1.1.2 Mécanique de rupture linéaire élastique
1.1.2.1 Théorie de Griffith
1.1.2.2 Relation avec l’énergie
1.1.2.3 Facteur d’intensité de contrainte et zone plastique
1.1.3 Propagation de fissure par fatigue
1.1.4 Comportement des fissures courtes
1.1.5 Concept de fermeture des fissures
1.1.6 Fatigue des assemblages soudés
1.1.6.1 Généralités
1.1.6.2 Concept de fermeture et fatigue des assemblages soudés
1.1.7 La fatigue-corrosion
1.2 Contraintes résiduelles induites par soudage
1.3 Effet des contraintes résiduelles sur la fatigue
1.3.1 Généralités
1.3.2 Effet des contraintes résiduelles sur la propagation des fissures
1.3.2.1 Généralités
1.3.2.2 ΔKeff
1.3.2.3 Relaxation due à la propagation
1.3.2.4 Superposition linéaire des contraintes
1.3.3 Approche unifiée
1.3.4 Effet des contraintes résiduelles sur la fatigue-corrosion
1.4 Conclusion
CHAPITRE 2 ARTICLE 1 : RESIDUAL STRESS AND MICROSTRUCTURE IN WELDS OF 13%CR-4%NI MARTENSITIC STAINLESS STEEL
2.1 Introduction
2.2 Experimental approach
2.2.1 Material, welding procedure and heat treatment
2.3 Results
2.3.1 Microstructural characterization
2.4 Microhardness profiles
2.5 Residual stress measurements
2.5.1 Hole-drilling and X-ray diffraction
2.5.2 Contour method
2.6 Discussion
2.7 Conclusions
CHAPITRE 3 ARTICLE 2 : RESIDUAL STRESS CHARACTERIZATION IN LOW TRANSFORMATION TEMPERATURE 13%CR-4%NI STAINLESS STEEL WELD BY NEUTRON DIFFRACTION AND THE CONTOUR METHOD
3.1 Introduction
3.2 Experimental procedure
3.2.1 Material and welding parameters
3.2.2 Neutron diffraction
3.2.3 Contour method
3.3 Results
3.3.1 As-welded joint
3.3.1.1 Longitudinal stress
3.3.1.2 Transverse and normal stresses
3.3.2 Post-weld heat treated joint
3.4 Discussion
3.4.1 Effect of heat treatment
3.4.2 Effect of phase transformation
3.4.3 Comparison between neutron diffraction and the contour method
3.5 Conclusions
CHAPITRE 4 ARTICLE 3 : REFORMED AUSTENITE TRANSFORMATION DURING FATIGUE CRACK PROPAGATION OF 13%CR-4%NI STAINLESS STEEL
4.1 Introduction
4.2 Experimental procedure
4.2.1 Material
4.2.2 SEM characterization
4.2.3 X-ray diffraction reformed austenite measurements
4.2.3.1 Initial austenite percentage
4.2.3.2 Austenite percentage after fatigue crack propagation testing
4.2.4 Fatigue crack propagation testing
4.2.5 Low-cycle fatigue testing
4.3 Results
4.3.1 Fatigue crack propagation testing
4.3.2 SEM fractography
4.3.3 Austenite percentage after fatigue crack propagation testing
4.3.4 Low-cycle fatigue testing
4.4 Discussion
4.4.1 Austenite stability and crack propagation behaviour
4.4.2 Difference of behaviour at low SIF
4.4.3 Intergranular decohesion
4.5 Conclusions
CHAPITRE 5 DISCUSSION ET TRAVAUX FUTURS
5.1 Contraintes résiduelles induites par le soudage des aciers inoxydables martensitiques 13%Cr-4%Ni
5.1.1 Effet de la transformation de phase austénite-martensite
5.1.1.1 Contraintes longitudinales
5.1.1.2 Contraintes transversales et normales
5.1.2 Contraintes résiduelles et microstructure de la soudure et de la zone thermiquement affectée
5.1.3 Effet des paramètres de soudage utilisés
5.1.4 Considérations vis-à-vis la réparation et les contrôles non-destructifs
5.1.5 Effet du traitement de revenu
5.2 Instabilité de l’austénite de réversion et propagation des fissures
5.3 Fatigue-corrosion
5.4 Autres pistes de recherche et recommandations pour travaux futurs
5.4.1 Soudage sans traitement thermique de revenu
5.4.2 Soudage suivi d’un traitement thermique de revenu
CONCLUSION
LISTE DE RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES
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