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Les superalliages
La recherche sur les matériaux constitutifs des aubes de turbines de moteurs d’avions débuta aux Etats-Unis dans les années 1930. Les superalliages constituent une grande avancée dans le développement des matériaux pour turbine à gaz en général, permettant d’augmenter considérablement la tenue des matériaux aux hautes températures. Vers la fin des années 1940 et pendant plus d’une dizaine d’années, les recherches sur les matériaux à haute température couvraient une large gamme de matériaux: des aciers inoxydables aux alliages réfractaires, en passant par les cermets. Comme le rappelle Versnyder (1982), les progrès de la métallurgie et des procédés d’élaboration dans les années 1950 ont rendu le potentiel des superalliages base cobalt et base nickel évident. Issus d’une technologie empirique, les superalliages ont démontré leur influence favorable sur les performances des moteurs. Fawley (1972) remarque que les superalliages utilisés dans les premiers moteurs d’avions dans les années cinquante constituaient moins de 10% du poids du moteur, pour atteindre les alentours de 75% aujourd’hui. Les performances des moteurs sont directement liées à la température d’entrée de turbine (TET). A titre indicatif, une augmentation de 50°C de la TET améliore d’environ 10% la poussée spécifique d’un moteur militaire double flux supersonique. Les TET ont augmenté au rythme de 15°C par an de 1960 à 1980. Les matériaux en tant que tels n’ont pas été les seuls facteurs de progression des TET. Les nouveaux procédés d’élaboration (fonderie à cire perdue, solidification colonnaire puis monocristalline) et les améliorations métallurgiques de chaque famille de matériaux y ont largement contribué. La réussite des développements des turbines à très haute température tient beaucoup à la compatibilité entre les matériaux et les conceptions de refroidissement avancées. La progression de la contrainte admissible en fluage-rupture provient d’une part de l’accroissement de la fraction volumique de phase durcissante γ’, permise par l’élaboration au four à induction sous vide, d’autre part de la fonderie à cire perdue dans les années 1960. Des éléments d’addition abaissent la température de brûlure des superalliages. La tenue au fluage est accrue grâce à la solidification colonnaire permise par une solidification dirigée dans des fours à gradient thermique (20 à 40°C/cm). Enfin, la suppression de tout joint de grain est possible en sélectionnant une orientation de grain.
Les revêtements
La recherche d’une résistance des matériaux accrue à haute température, conduit obligatoirement à s’intéresser à la tenue à l’oxydation et la corrosion. Bien que des éléments d’alliage du substrat contribuent à améliorer cette propriété, les revêtements ont été introduits dans les années 1960 pour protéger les superalliages. Ils permettent de limiter d’une part la diffusion de composés liquides ou gazeux agressifs vers le substrat et d’autre part, la diffusion d’éléments du substrat vers la surface où ils réagiraient. Duret, Davin, Marijnissen et Pichoir (1982) ainsi que Rhys-Jones (1988) décrivent les mécanismes de corrosion et d’oxydation qui peuvent intervenir tour à tour ou simultanément dans les moteurs. A basse température (en dessous de 700°C), les sels de sodium s’acidifient et la corrosion est causée par une forte concentration de SO3. Entre 850°C et 950°C la corrosion à chaud est causée par le sulfate de sodium dissout dans les gaz et enfin, au delà de 950°C, l’oxydation pure devient prépondérante. Une pièce revêtue constitue un système dont la durée de vie peut être considérablement influencée par la protection. Ainsi, la composition et le mode d’élaboration du revêtement tiennent une grande importance dans les propriétés du système obtenu. Les trois grandes familles de procédés de dépôts sont les revêtements par diffusion, les dépôts plasma et les dépôts EBPVD qui sont passés en revue par Hancock et Malik (1994). Mevrel (1989) introduit d’autres procédés, tels que la codéposition électrolytique et l’électrophorèse, développés beaucoup plus récemment. Ne présentant pas l’inconvénient du coût élevé et des difficultés technologiques des procédés plus anciens, notamment pour les pièces de géométrie complexe, ils pourraient connaître un essor dans les années à venir. La protection des alliages contre l’environnement a conduit à développer ces revêtements constitués par des composés intermétalliques, essentiellement aluminiures et MCrAlY (M=Ni, Co,Fe). Aujourd’hui, les TET atteignant 1580°C, les revêtements doivent posséder en plus des propriétés réfractaires et une faible conductivité thermique. Les barrières thermiques constituées d’une couche de céramique déposée au-dessous de la protection intermétallique sont la réponse aux exigences technologiques actuelles. Cependant, l’amélioration des propriétés d’un matériau qui doit répondre à certaines spécifications, par la complexification du système, entraîne nécessairement des aléas inhérents à l’association de plusieurs matériaux entre eux. Les recherches actuelles, dans lesquelles s’inscrit cette étude, visent à présent à identifier et limiter ces aléas.
Durcissement
Le durcissement est obtenu par précipitation d’une fraction volumique élevée (68%) de la phase γ’. Un traitement thermique optimisé (voir paragraphe I.2.4) conduit à l’obtention de précipités cuboïdaux cohérents avec la matrice (figure I.3), la différence de paramètres de mailles n’excédant pas 0,5%. La taille des précipités est ajustée en supposant que son évolution suit une loi LSW (Lifshitz, Slyozov, Wagner 1961). Cette loi fait intervenir l’énergie d’interface γ/γ’, prise comme celle des alliages NiAl durcis par Ni3Al et considère que seule la diffusion de l’aluminium dans le nickel favorise la précipitation. Cependant, Espié (1996) montre que la taille des précipités mesurée expérimentalement est assez éloignée de la théorie, ce qui témoigne de l’inaptitude de la loi LSW à décrire la précipitation dans les systèmes multi-constitués. Des théories de croissance plus exactes, telles que la théorie d’Ardell (1972) qui introduit l’influence de la fraction volumique et un temps d’initiation du grossissement des particules, ou la théorie de Kahlweit (1975) qui propose un calcul diffusionnel complexe tenant compte des couplages, ne sont cependant pas utilisées en raison de la multiplicité de paramètres qu’elles font intervenir. La morphologie cubique des précipités γ’ peut être justifiée par une analyse de minimisation d’énergie. Une forte fraction volumique de précipités γ’, initialement sphériques dans la matrice γ, induit des accroissements de contraintes par interactions entre les zones les plus proches. Les espèces diffusantes migrent alors vers des régions moins contraintes. Un gradient de concentration chimique s’établit autour des précipités toujours sphériques et les espèces γ’-gène sont attirées vers les lieux de précipitation nécessitant le plus petit parcours. En supposant les sphères réparties régulièrement sur un réseau cubique, les zones les plus riches en éléments γ’-gène se trouvent au centre des mailles cubiques et migrent vers les sommets des mailles, formant ainsi les coins des cubes. Cette morphologie cubique et cette disposition des précipités minimisent l’énergie de surface γ/γ’ car la surface d’un cube est inférieure à la surface d’une sphère inscrivant le cube. L’AM1 est donc un alliage biphasé constitué d’une matrice γ cubique à faces centrées et d’une phase γ’ intermétallique Ni3(Al,Ti,Ta) cubique ordonnée. La température de solidus est particulièrement élevée (1310°C) et la température du solvus de la phase γ’ atteint 1293°C, ce qui la rend particulièrement stable à haute température. La taille des précipités est ajustée entre 0,4 µm et 0,5µm, un tel édifice microstructural présente une résistance élevée au mouvement des dislocations lors d’une déformation plastique.
Propriétés mécaniques de l’orientation cristallographique
Les propriétés monotones de l’AM1 ont été mesurées à l’ENSMA selon plusieurs orientations cristallographiques. Nous retiendrons celles relatives à l’orientation [001] que l’on étudie dans ce travail et qui présente par ailleurs la plus haute limite d’élasticité. Ce superalliage conserve de bonnes performances mécaniques, même à très haute température, grâce à la précipitation de la phase γ’ cuboïdale. La limite d’élasticité et la contrainte de rupture augmentent légèrement entre la température ambiante et 750°C-800°C. Le matériau peut être considéré comme élastique parfaitement plastique mais la déformation est localisée dans des bandes de glissement (Poubanne, 1989). Au delà de 800°C, les propriétés mécaniques chutent fortement et le comportement devient visco-plastique. L’orientation [001] présente un écrouissage particulièrement marqué et à ces températures, les vitesses de sollicitation influent sur les propriétés (Poubanne,1989). L’AM1 est sujet à l’effet Bauschinger qui est l’abaissement de la valeur absolue de la limite d’élasticité en compression consécutive à une traction. L’écrouissage cinématique (figure I.4.i) donne une première approximation mécanique de cet effet en exprimant le déplacement du domaine d’élasticité en translation dans l’espace des contraintes, tout en gardant une amplitude constante. Physiquement, l’effet Bauschinger se traduit par une interaction entre les dislocations et des obstacles à grande distance: l’écrouissage provoqué par une traction résulte du mouvement des dislocations qui interagissent avec les obstacles de la microstructure et qui ont tendance à s’y accrocher et à s’y empiler. L’énergie stockée par ce phénomène est favorable au retour des dislocations à leur source. C’est pourquoi la plasticité en compression sera plus facilement déclenchée après une traction préalable. L’écrouissage isotrope (figure I.4.ii) est également présent sur l’AM1. Il exprime que la frontière du domaine d’élasticité ne dépend que d’un paramètre scalaire. En comportement cyclique, les propriétés d’écrouissage de l’AM1 varient au cours des cycles. Lors d’une sollicitation à déformation imposée, l’amplitude de contraintes diminue, traduisant un adoucissement cyclique qui se stabilise en quelques dizaines de cycles. Enfin, lorsque la sollicitation alternée n’est pas symétrique, à contrainte imposée, le comportement présente le phénomène de rochet mécanique, c’est à dire une augmentation progressive de la déformation à chaque cycle.
La couche d’accrochage CN22
Les températures d’entrée de turbine de plus en plus élevées et la diminution des épaisseurs de paroi des aubes pour l’application des systèmes de refroidissement interne exigent des couches protectrices plus stables face à la diffusion. La couche d’accrochage utilisée dans cette étude est un aluminiure de nickel modifié par le platine, d’une épaisseur de 50µm environ. Dérivée d’un dépôt développé par Lehnert et Meinhard (1972), il est appelé CN22. Il est élaboré par dépôt électrolytique de platine suivi de l’aluminisation en caisse basse activité.
Procédé de dépôt EBPVD
La technique d’élaboration d’un revêtement de céramique la plus répandue en Europe est la projection plasma. La céramique présente alors une microstructure poreuse, en plaquettes, résultant de l’agglomération des particules de zircone arrivant en phase liquide sur la pièce. La résistance de ce dépôt, dans les conditions de fatigue anisotherme en service, s’avère souvent insuffisante. Le procédé de dépôt physique en phase vapeur par faisceau d’électrons (EBPVD – Electron Beam Physical Vapor Deposition), utilisé dans cette étude, a été développé aux Etats-Unis dans les années 1980 et décrit par Boone (1986) ainsi que Lämmermann et Kienel (1991). Un faisceau d’électrons, émis par un filament chauffé, est dirigé, en particulier au moyen d’un champ magnétique, vers le matériau à déposer, en l’occurrence ici un barreau de zircone yttriée. Les espèces évaporées se condensent sur le substrat préchauffé entre 960°C et 980°C et placé en regard de la source, elle aussi préchauffée. Cependant, le dépôt peut présenter une hétérogénéité de composition si les paramètres de dépôt ne sont pas maintenus parfaitement constants au cours de l’opération. En particulier, il faut contrôler rigoureusement la température de la cible et de la source, ce qui est ardu dans le cas d’un dépôt de zircone yttriée car la température de fusion très élévée de cette espèce oblige à travailler à la limite de puissance des faisceaux d’électrons, rendant la régulation de température délicate. Un autre paramètre important est le contrôle des pressions partielles des constituants dans l’enceinte qui obéissent à la loi de Raoult.
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Table des matières
Introduction
Chapitre I: Examen physico-chimique du matériau
I.1. Historique
I.1.1. Les superalliages
I.1.2. Les revêtements
I.2. Les matériaux étudiés
I.2.1. Le substrat
I.2.1.1. Propriétés thermo-chimiques
I.2.1.1.1. Composition
I.2.1.1.2. Elaboration
I.2.1.1.3. Durcissement
I.2.1.1. Propriétés physiques
I.2.1.3. Propriétés mécaniques de l’orientation cristallographique [001]
I.2.1.4. Coalescence
I.2.2. L’aluminiure C1A
I.2.2.1 La cémentation en caisse basse activité
I.2.2.2. Le procédé C1A
I.2.2.2.1. L’aluminisation par diffusion
I.2.2.2.2. La chromisation
I.2.2.3. Propriétés
I.2.3. La barrière thermique
I.2.3.1. La couche d’accrochage CN22
I.2.3.1.1. Composition
I.2.3.1.2. Rôle du platine
I.2.3.1.2. Propriétés physiques et mécaniques
I.2.3.2. La couche céramique
I.2.3.1.1. Procédé de dépôt EBPVD
I.2.3.1.2. Stabilisation de la zircone par l’yttrine
I.2.3.1.3. Microstructure du dépôt céramique
I.2.3.1.4. Propriétés
I.2.4. Traitements thermiques appliqués aux matériaux
I.3. Evolution de la barrière thermique en oxydation statique
I.3.1. La liaison céramo-métallique
I.3.1.1. La couche d’oxyde
I.3.1.2. Rôle de l’élément soufre du sousbrat dans la formation de cavités
I.3.1.3. Epaisseur de la couche d’oxyde
I.3.1.4. Propriétés de l’alumine
I.3.2. Modifications chimiques de la sous-couche dues à l’oxydation
I.3.2.1. Analyse chimique quantitative du matériau brut
I.3.2.2. Evolution des profils au cours de l’oxydation
Chapitre II: Endommagement de la sous-couche
II.1. Théorie des singularités de contrainte en pointe d’une fissure transverse
II.1.1. Fissuration transverse d’une couche mince
II.1.2. Propagation de fissures à la surface de la protection
II.1.3. Evolution d’une fissure entièrement localisée dans la protection
II.1.4. Multifissuration
II.1.5. Conséquences pour le substrat
II.2. Examen de la transition ductile-fragile
II.2.2. Méthode expérimentale
II.2.2.1. Dispositif expérimental
II.2.2.2. Principe de dépouillement d’un essai
II.2.3. Résultats
II.2.3.1. Caractéristiques des essais réalisés
II.2.3.2. Fissuration
II.2.3.2.1. Observations
II.2.3.2.2. Le clivage
II.2.3.3. Déformation critique
II.2.3.3.1. Evolution de la déformation critique avec la température
II.2.3.3.2. Comparaison des résultats obtenus à 25°C sur les géométries Ø6 et Ø1
II.2.4. Effet de volume
II.2.4.1. Statistique de Weibull
II.2.4.2. Module de Weibull issu des déformations critiques
II.2.4.3. Module de Weibull issu de la distribution de taille de grains
II.2.4.4. Comparaison des deux méthodes
II.3. Propriétés viscoplastiques d’un aluminiure de nickel en couche mince
II.3.1. Introduction
II.3.2. Procédure expérimentale
II.3.2.1. Définition des éprouvettes
II.3.2.2. Validation de l’expérience sur le matériau nu
II.3.2.3. Instrumentation et paramètres expérimentaux
II.3.3. Résultats des essais
II.3.3.1. Examen microstructural de la surface des éprouvettes
II.3.3.2. Examen microstructural d’une coupe sagitale des éprouvettes
II.3.3.3. Synthèse des mesures
II.3.4. Loi de viscoplasticité du revêtement C1A
II.3.4.1. Influence de la protection sur le comportement du système
II.3.4.2. Modélisation du comportement composite
II.3.4.2.1. Formalisme du modèle
II..3.4.2.2. Identification des paramètres
II.4. Etat des connaissances concernant les propriétés d’un aluminiure de nickel
II.4.1. Introduction
II.4.2. Fatigue thermique de la protection C1A
II.5. Fatigue oligocyclique à 200°C
II.5.1. Principe des essais
II.5.1.1. Méthode expérimentale
II.5.1.2. Méthode de dépouillement
II.5.2. Résultats
II.5.3. Mécanisme de rupture de la protection
II.6 Modélisation de la rupture fragile de la protection en fatigue à 200°C
II.6.1. Configuration du modèle
II.6.1.1. Terminologie
II.6.1.2. Géométrie
II.6.1.3. Mécanisme de fissuration
II.6.2. Mécanique de la fissuration
II.6.2.1. Le transfert de charge
II.6.2.2. Effet de l’orientation des grains
II.6.2.3. Effet de volume
II.6.2.4. Propagation de la fissure
II.6.3. Identification des paramètres
II.7. Prévision de la durée de vie de la protection C1A en fatigue thermique
II.7.1. Mécanisme de fissuration en fatigue thermique
II.7.2. Calcul de la fissuration de la protection en fatigue thermique
II.7.2.1. Discrétisation de l’éprouvette prismatique
II.7.2.2. Fissuration des éléments de protection
II.7.2.3. Analyse des résultats obtenus
II.7.3. Contribution du substrat
II.7.3.1. Propagation en fatigue
II.7.3.2. Propagation due à l’oxydation
II.7.3.3. Calcul de la vitesse de propagation dans le substrat
II.7.3.3.1. Formalisme du modèle
II.7.3.3.2. Discussion des résultats
II.7.4. Conclusion
Chapitre III: Résistance interfaciale de la barrière thermique
III.1. Le délaminage et l’écaillage
III.1.1. Amorçage d’une décohésion
III.1.1.1. Le flambage
III.1.1.2. L’effet de coin
III.1.1.3. Compétition enclavage-flambage
III.1.2. Propagation
III.1.3. Cas des contraintes résiduelles d’origine thermique
III.2. Mécanique de la fissuration interfaciale
III.2.1. Fissuration purement interfaciale
III.2.1.1. Singularité de contrainte en pointe de fissure
III.2.1.2. Interpénétration des faces de la fissure
III.2.1.3. Tentatives de simplification du concept
III.2.2. Fissuration sub-interfaciale
III.2.2.1. Formalisme
III.2.2.2. Condition de propagation sub-interfaciale
III.2.3. Déviation de fissure
III.2.3.1. Formalisme
III.2.3.1. Influence d’une contrainte locale tangentielle
III.3. Sollicitation monotone de la barrière thermique pré-oxydée
III.3.1. Introduction
III.3.2. Procédure d’essai
III.3.2.1. Définition des éprouvettes
III.3.2.2. Description de l’essai
III.3.2.2.1. Phase de vieillissement
III.3.2.2.2. Sollicitation mécanique
III.3.3. Résultats expérimentaux
III.3.3.1. Durées de vieillissement
III.3.3.2. Examen microstructural des éprouvettes écaillés par vieill
III.3.3.2.1. Examen visuel
III.3.3.2.2. Examen microscopique et analyse chimique semi-quantitative
III.3.3.3. Résulats des sollicitation mécaniques
III.3.3.3.1. Déformations subies par les éprouvettes
III.3.3.3.2. Surface des éprouvettes
III.3.3.3.3. Fissuration transverse de la sous-couche
III.3.3.3.4. Délaminage et écaillage
III.3.3.3.5. Observation microscopique de l’interface
III.3.4. Microscopie quantitative sur les éprouvettes
III.3.4.1. Méthode de mesure
III.3.4.1.1. Terminologie
III.3.4.1.2. Caractéristiques des distributions
III.3.4.2. Influence du temps de vieillissement
III.3.4.3. Influence du rayon de courbure de l’éprouvette
III.4. Mécanique de la rupture par indentation
III.4.1. Milieu homogène semi-infini
III.4.1.1. Champs de contrainte par indentation
III.4.1.2. Fissuration par indentation
III.4.2. Indentation interfaciale
III.5. Essais d’indentation de l’interface alumine/sous-couche
III.5.1. Introduction
III.5.2. Procédure d’essai
III.5.3. Résultats expérimentaux
III.5.4. Analyse de l’origine de la dispersion des résultats
III.5.4.1. Influence de la position de l’empreinte par rapport à l’interface
III.5.4.2. Influence de alcourbure locale de l’interface
III.5.4.3. Estimation de l’énergie de surface interfaciale
Chapitre 4: Fatigue oligocyclique isotherme et anisotherme
IV.2. Introduction
IV.2.1. Principe de la fatigue thermique sur structure
IV.2.2. Principe des essais de type élément de volume
IV.2.2.1. Fatigue oligocyclique isotherme
IV.2.2.2. Fatigue oligocyclique anisotherme
IV.2.3. Démarche adoptée dans le travail
IV.3. Méthodes expérimentales
IV.3.1. Présentation des éprouvettes
IV.3.2. Dispositif expérimental commun à la fatigue isotherme et anisotherme
IV.3.3. Particularités de l’essai isotherme
IV.3.4. Particularités de l’essai anisotherme
IV.4. Fatigue oligocyclique isotherme à 1100°C
IV.4.1. Paramètres expérimentaux
IV.4.1.1. Définition de la durée de vie
IV.4.1.2. Conditions expérimentales
IV.4.2. Résultats des essais
IV.4.2.1. Durée de vie
IV.4.2.2. Comportement
IV.4.3. Examen microstructural
IV.4.3.1. Allure extérieure des éprouvettes
IV.4.3.2. Coupes longitudinales en cycle triangle
IV.4.3.3. Coupes longitudinales en cycle ‘maint.tens.’
IV.4.3.4. Coupes longitudinales en cycle ‘maint comp’
IV.4.3.5. Influence de la protection et du type de cycle sur la coalescence des g’
IV.4.4. Analyse quantitative
IV.4.4.1. Epaisseur d’alumine
IV.4.4.2. Cavités interfaciales
IV.5. Fatigue oligocyclique anisotherme
IV.5.1. Comportement de l’AM1 nu
IV.5.1.1. Principe expérimental
IV.5.1.2. Résultats
IV.5.2. Essais sur la barrière thermique
IV.5.2.1. Oxydation de l’éprouvette pendant la stabilisation thermique dynamamique
IV.5.2.2. Séquences de sollicitation mécano-thermique
IV.5.2.3. Gradients thermiques dans l’éprouvette
IV.5.3. Comportement
IV.5.4. Observations microstructurales
IV.5.5. Analyse quantitative
Chapitre V: Modélisation générale et discussion
V.1. Introduction
V.2. Les contraintes d’origine thermique
V.2.1. Cas d’un substrat macroscopiquement plan
V.2.2. Cas d’un substrat présentant une rayon de courbure macroscopique
V.2.3. Position adoptée dans ce travail
V.2.4. Ordres de grandeur des contraintes thermiques
V.2.5. Cas d’une interface oxyde-métal non régulière
V.2.6. Calcul des contraintes tangentielles d’origines thermique et mécanique du système
V.2.6.1. Formalisme du calcul des contraintes tangentielles
V.2.6.2. Calcul lors d’un refroidissement à four coupé
V.2.6.3. Calcul pendant un cycle thermique anisotherme à contrainte nulle
V.2.6.4. Calcul lors d’une sollicitation thermique et mécanique combinée
V.2.6.5. Calcul dans le cas d’un cycle de fatigue oligocyclique isotherme
V.2.7. Calcul des contraintes normales dues à la courbure du substrat
V.3. Les contraintes ayant pour origine la croissance de la couche d’alumine
V.3.1. Origine théorique des contraintes de croissance
V.3.1.1. Cas d’un substrat macroscopiquement plan
V.3.1.1.1. Mécanisme de croissance cationique
V.3.1.1.2. Mécanisme de croissance anionique
V.3.1.2. Causes de la génération de crontraintes
V.3.1.2.1. Substrat plan en contact avec le gaz oxydant
V.3.1.2.2. Substrat présentant une courbure macroscopique en contact avec l’oxydant
V.3.1.2.3. Effet de la couche de céramique au-dessus de la zircone
V.3.2. Application de la théorie au système de l’étude
V.3.2.1. Les modèles de calcul des contraintes de croissance
V.3.2.1.1. Cas d’une expansion isotrope de l’oxyde
V.3.2.1.2. Introduction du rayon de courbure du métal
V.3.2.2. Modélisation physique de l’oxydation
V.3.2.2.1. Modèle de Manning
V.3.2.2.2. Hypothèse de changement de phase dans le cas de l’étude
V.3.2.2.3. Mesure expérimentale du déplacement des interface dû à l’oxydation
V.3.2.2.4. Application directe du modèle de Manning dans le cas d’une croissance
V.3.2.2.5. Modèle de croissance orthotrope
V.3.2.2.6. Modèle de croissance unidirectionnelle
V.3.2.3. Expression des contraintes de croissance en fonction de l’épaisseur d’oxyde
V.3.2.3.1. Expression des contraintes ayant pour origine l’expansion normale
V.3.2.3.2. Expression des contraintes ayant pour origine l’expansion tangentielle
V.4. Influence de la contrainte sur la cinétique de croissance de l’alumine
V.4.1. Généralités
V.4.1.1. Mécanisme thermodynamique
V.4.1.2. Mécanisme mécanique
V.4.2. Analyse des épaisseurs d’alumine de la barrière thermique
V.4.2.1. Recherche des paramètres influant la cinétique d’oxydation
V.4.2.2. Expression de l’épaisseur d’oxyde en fonction des paramètres influant
V.5. Les cavités interfaciales
V.5.1. Origines physiques des la germination et de la croissance des cavités
V.5.2. Modélisation de la germination et la croissance des cavités
V.4.2.1. Théorie de croissance de cavités
V.5.2.1.1. Croissance contrôlée par la déformation plastique
V.5.2.1.2. Croissance contrôlée par la diffusion
V.5.2.2. Germination des cavités
V.5.2.3. Critère de rupture
V.5.3. Etude des cavités des éprouvettes en sollicitation isotherme
V.5.3.1. Mécanisme de germination et croissance
V.5.3.2. Dommage interfacial
V.6. Energie de rupture interfaciale
V.6.1. Modélisation de l’endommagement des éprouvettes AG2C
V.6.1.1. Effet de volume sur la taille des défauts critiques
V.6.1.2. Tentatives de modélisation directe
V.6.2. Modèle de rupture interfaciale le long d’une génératrice d’éprouvette
V.6.2.1. Modèle de rupture due à un alignement périodique de défauts interfaciaux
V.6.2.1.1. Géométrie du modèle
V.6.2.1.2. Mécanisme de rupture des éléments de volume
V.6.2.1.3. Etat de contrainte des éléments
V.6.2.1.4. Résultats du modèle
V.6.2.2. Modèle de type maillon le plus faible
V.6.2.2.1. Particularités inhérentes à cette nouvelle formulation
V.6.2.2.2. Résultats du modèle
V.6.3. Etude de la rupture interaciale ortho-radiale dans une tranche
V.6.3.1. Géométrie du modèle de flambage
V.6.3.2. Condition d’écaillage par flambage
V.6.4. Identification des composantes du tenseur des contraintes morphologiques
V.7. Généralisation
V.7.1. Etat de contrainte dans les différentes conditions étudiées
V.7.2. Endommagement en oxydation isotherme statique
V.7.3. Endommagement en oxydation isotherme couplée à la déformation mécanique
V.7.3.1. Endommagement volumique
V.7.3.2. Endommagement interfacial
V.7.4. Endommagement en oxydation anisotherme couplée à la déformation mécanique
V.7.4.1. Généralités
V.7.4.2. Tentative d’application des lois d’oxydation isotherme à l’essai anisotherme
V.7.4.3. Modèle de microfissuration de la couche d’alumine
V.7.4.3.1. Position du problème
V.7.4.3.2. Principe théorique du problème
V.7.4.3.3. Application du modèle à la fatigue mécano-thermique
V.7.4.4. Evolution possible du dommage de la couche d’alumine causé par la multifiss
Conclusion
Bibliographie
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