Corrosion sous contrainte des alliages de nickel en milieu primaire

Corrosion sous contrainte des alliages de nickel en milieu primaire

La corrosion sous contrainte résulte de l’action simultanée d’un état de contrainte et d’un milieu corrosif subi par le matériau (Figure II – 1-1). Elle se caractérise par l’apparition de fissures conduisant à des faciès de rupture fragile, qui sont généralement intergranulaires dans le cas des alliages à base de nickel en milieu primaire.

L’endommagement par CSC est un mécanisme qui se produit en plusieurs étapes (Staehle, 2008). La Figure II – 1-3 présente un schéma qui résume le processus de fissuration par corrosion sous contrainte.
➤ L’étape d’incubation correspond au temps nécessaire pour réunir les conditions nécessaires à l’amorçage. Au cours de cette étape, le matériau s’oxyde en surface mais aussi le long des joints de grains. La formation de pénétrations d’oxyde intergranulaire est souvent considérée comme un prérequis à la fissuration par CSC.
➤ L’étape d’amorçage durant laquelle les fissures de CSC peuvent être détectées par les techniques d’observation (microscopie optique, microscopie à balayage). Cette étape est caractérisée par la rupture de l’oxyde intergranulaire.
➤ L’étape de propagation à proprement parler. La vitesse de propagation des fissures est d’abord lente puis devient plus rapide. La transition entre les deux stades de propagation est généralement observée pour des profondeurs de fissures comprises entre 20 µm et 500 µm (Huguenin, 2012). La propagation rapide résulte de la coalescence et de la ramification des fissures courtes dans le matériau.

Paramètres influençant le phénomène de corrosion sous contrainte

Le paragraphe suivant présentera un bref résumé de l’influence de quelques paramètres (milieu, matériau, mécanique) sur la sensibilité à l’amorçage et à la propagation des fissures de CSC des alliages de nickel en milieu primaire des REP.

Paramètres liés au milieu

Le milieu primaire est constitué d’eau pure dont les caractéristiques sont détaillées dans le Tableau II – 1-1. Elle contient du bore, introduit sous forme d’acide borique, H3BO3, qui est un ralentisseur de neutrons, et du lithium introduit sous forme de lithine (LiOH) qui permet de maintenir un pH neutre dans le milieu. Les concentrations en bore et en lithium sont indiquées dans le Tableau II – 1-1. De l’hydrogène dissous est également ajouté dans le circuit, entre 25 et 35 mL TPN.kg-1 H2O, afin de limiter les phénomènes de radiolyse de l’eau et de maintenir le milieu réducteur.

Effet de la température

L’influence de la température est observée sur l’amorçage et la propagation de fissures de CSC. La sensibilité à la CSC suit une loi d’Arrhenius décrite par l’équation (II-1). Les résultats expérimentaux obtenus par Economy et al (Economy et al., 1987) sur l’Alliage 600 pour une gamme de températures comprises entre 332 et 400°C donnent une valeur moyenne d’énergie d’activation pour l’amorçage égale à 180 kJ.mol-1 . Suite à ces résultats et à partir de la loi d’Arrhenius de l’équation (II-1), il est constaté qu’une élévation de la température du milieu d’environ 10°C entraine une diminution du temps d’amorçage d’un facteur 2. Une énergie d’activation pour l’amorçage de l’A600 est également proposée dans les travaux de Richey (Richey et al., 2005), pour des températures comprises entre 300°C et 360°C. La valeur est de 140 kJ.mol-1 , inférieure à celle donnée par Economy. Par ailleurs, Richey montre dans ses travaux qu’une élévation de la température de 40°C entraine une diminution de temps à l’amorçage d’un facteur 6. L’énergie d’activation pour l’étape de propagation est, quant à elle, généralement estimée à 130 kJ.mol-1 (Lorho, 2013).

Effet de l’hydrogène

L’effet de l’hydrogène sur la sensibilité à l’amorçage et la propagation de la CSC a été étudié dans différents travaux. Pour l’amorçage, la plupart des auteurs (Economy et al., 1987, Jacko et al., 1991, Rios, 1993) s’accordent sur une diminution du temps à l’amorçage lorsque la concentration en hydrogène augmente, dans le domaine des faibles teneurs en H2 (en dessous de la gamme d’intérêt utilisée en centrale). Toutefois, des divergences apparaissent sur la valeur de la sensibilité maximale à la CSC, qui n’est pas observée pour des teneurs en hydrogène identiques par tous les auteurs. En effet, certains auteurs (Economy et al., 1987, Rios, 1993) l’observent autour du potentiel d’équilibre Ni/NiO. Ils constatent également une légère augmentation du temps à l’amorçage après le passage de cet équilibre, pour des fortes teneurs en H2. A l’inverse, Molander montre que le temps à l’amorçage continue de diminuer lentement après l’équilibre Ni/NiO, lorsque la teneur en H2 augmente (Molander, 2008). Concernant l’effet de l’hydrogène sur la propagation, les résultats de la littérature montrent que la vitesse de propagation de la fissure passe par un maximum pour une teneur en hydrogène correspondant à l’équilibre Ni/NiO à la température considérée (Rios, 1993, Angeliu et al., 1997, Morton et al., 2001, Molander, 2008).

Paramètres liés au matériau

Effet de la teneur en chrome

Au-delà des facteurs liés à l’environnement, la teneur en chrome de l’alliage a un effet sur la sensibilité à la CSC. Par exemple, Angeliu (Angeliu et al., 1993) a montré un effet bénéfique de l’augmentation de la teneur en chrome (jusqu’à une valeur de 25%) sur la résistance du matériau à la CSC. Il explique ce résultat par les différents types d’oxydes formés dans l’eau pure à 360°C suivant la teneur en chrome présent dans l’alliage. De ces résultats, il ressort que pour un alliage contenant 5 % de chrome, il se forme du Ni(OH)2 moins protecteur que l’oxyde riche en chrome obtenu pour une teneur en chrome de 17%. Dans le cas de l’A600 (15% de chrome environ) oxydé en conditions REP (milieu primaire, 360°C), une couche protectrice continue, riche en chrome, est formée en surface de l’alliage. Cette couche est également observée à la surface de l’A690, contenant 30% de chrome (Panter, 2002). Une teneur en chrome plus élevée dans l’alliage tend à conduire à une teneur en chrome plus élevée dans cette couche d’oxyde, donc à un caractère plus protecteur. Les résultats présentés dans les travaux de Delabrouille (Delabrouille, 2004) montrent également une augmentation de la résistance à la CSC lorsque la teneur en chrome dans l’alliage est supérieure à 15%. Au vu de ces observations, la nature protectrice de la couche d’oxyde formée en surface est une hypothèse qui pourrait expliquer l’effet bénéfique de la teneur en chrome sur la résistance à la CSC. Un autre effet bénéfique de la teneur en chrome sur la CSC est observé sur les pénétrations d’oxyde intergranulaire, qui sont d’autant moins profondes que la teneur en chrome est élevée.

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Table des matières

CHAPITRE I : INTRODUCTION
CHAPITRE II : ETAT DE L’ART
II.1 Corrosion sous contrainte des alliages de nickel en milieu primaire
II.1.1 Paramètres influençant le phénomène de corrosion sous contrainte
II.1.1.1 Paramètres liés au milieu
II.1.1.2 Paramètres liés au matériau
II.1.1.3 Paramètres liés au chargement mécanique
II.1.2 Modèles d’oxydation interne
II.1.2.1 Modèle d’oxydation interne de Scott
II.1.2.2 Description des oxydes formés dans les fissures de CSC
II.1.2.3 Modèle d’oxydation sélective et dissymétrique aux joints de grains
II.2 Appauvrissement en chrome après l’oxydation
II.2.1 Oxydation à haute température
II.2.1.1 Modélisation de l’appauvrissement en chrome : modèle de Wagner
II.2.1.2 Appauvrissement en chrome à haute température
II.2.2 Caractérisation des couches superficielles de corrosion en milieu primaire
II.2.3 Caractérisation des oxydes intergranulaires (IG)
II.2.3.1 Appauvrissement en chrome en pointe de pénétrations d’oxydes IG
II.2.3.2 Appauvrissement en chrome en pointe de fissure de CSC
II.3 Origine de l’appauvrissement en chrome
II.3.1 Diffusion du chrome en volume
II.3.2 Hypothèse 1 : Injection des lacunes
II.3.3 Hypothèse 2 : Migration des joints de grains induite par la diffusion
II.3.4 Hypothèse 3 : Diffusion accélérée par la plasticité
II.3.4.1 Effet de la pré-déformation sur la diffusion
II.3.4.2 Effet de la plasticité sur la diffusion
II.3.4.3 Modélisation de la diffusion accélérée par la plasticité
II.4 Synthèse de la partie bibliographique
CHAPITRE III COUPLAGE PLASTICITE – DIFFUSION DANS LE NICKEL
III.1 Quelques rappels
III.1.1 Essais de fluage
III.1.1.1 Généralités sur le fluage
III.1.1.2 Mécanismes physiques responsables du fluage
III.1.2 Système nickel – chrome – fer
III.1.2.1 Diagramme de phases du binaire Ni-Cr
III.1.2.2 Diagramme de phases du ternaire Ni-Cr-Fe
III.1.3 Diffusion et résolution analytique de l’équation de Fick
III.2 Matériau et méthodes expérimentales
III.2.1 Méthodologie générale
III.2.2 Matériau et préparation des échantillons
III.2.2.1 Nickel pur
III.2.2.2 Polissage des échantillons
III.2.2.3 Dépôt de chrome par évaporation sous vide
III.3 Essais de diffusion sous charge
III.3.1 Réalisation des essais
III.3.1.1 Dispositif
III.3.1.2 Déroulement de l’essai
III.3.2 Spectrométrie de masse d’ions secondaires (SIMS)
III.3.2.1 Principe de la technique
III.3.2.2 Mesure de la profondeur du cratère
III.3.2.3 Exploitation des analyses SIMS
III.3.2.4 Méthode de calcul du coefficient de diffusion
III.4 Résultats
III.4.1 Essai de diffusion sans charge
III.4.1.1 Présentation de l’essai
III.4.1.2 Coefficient de diffusion en volume
III.4.2 Essais de diffusion sous charge
III.4.2.1 Matrice des essais
III.4.2.2 Résultats des essais mécaniques
III.4.3 Diffusion sous charge du chrome dans le nickel
III.4.3.1 Coefficient de diffusion assistée par la plasticité à 500°C
III.4.3.2 Coefficient de diffusion assistée par la plasticité à 350°C
III.4.4 Effet de la mise en charge sur la diffusion du chrome
III.4.4.1 Présentation des essais
III.4.4.2 Résultats
III.5 Discussion sur le couplage diffusion plasticité
III.5.1 Mécanisme du fluage
III.5.1.1 Approche macroscopique du fluage
III.5.1.2 Approche microscopique du fluage
III.5.2 Couplage diffusion – plasticité
III.5.2.1 Mécanisme de diffusion
III.5.2.2 Energie d’activation
III.6 Synthèse du chapitre 3
CHAPITRE IV : CONCLUSION