Soutenance mémoire
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Influence de la teneur en ferrite
La ferrite résiduelle améliore la soudabilité du matériau mais elle influence fortement la durée de vie en fatigue. A partir des essais de fatigue oligocyclique réalisés sur l’acier 304L, en déformation totale imposée d’amplitude 2% à hautes températures 300°C et 600°C, (Rho, Hong, & Nam, 1998), (Rho, Hong, & Nam, 2000) ont fait les conclusions suivantes :
• La ferrite δ favorise l’existence de sites d’amorçage de fissure aux interfaces ferrite δ /matrice austénitique à cause des incompatibilités de déformation entre ces deux phases. Ces incompatibilités de déformation sont induites par des accumulations de dislocations aux interfaces ferrite/austénite qui créent des concentrations de contrainte. Par conséquent plus la teneur en ferrite de l’acier 304L est élevée, plus le nombre de sites d’amorçage de fissures est élevé et plus la durée de vie en fatigue du matériau est faible.
• La durée de vie en fatigue de l’acier 304L dépend de l’orientation des fibres de ferrite par rapport à la direction du chargement. Pour une même quantité de ferrite, une orientation des fibres perpendiculaire à la direction du chargement favorise l’amorçage de fissures de fatigue à l’interface ferrite δ/matrice et réduit la durée de vie du matériau jusqu’à 50% (figure I-7). Ceci est à comparer au cas où les fibres de ferrite sont orientées parallèlement à la direction du chargement et où l’amorçage de fissures de fatigue est moins favorisé.
Par ailleurs (Maillot, 2003) a montré dans ses travaux de thèse que la ferrite résiduelle influence la distribution et la taille des grains d’austénite. En général, on admet que la distribution des grains d’austénite suit une loi log-normale. Cette loi n’est plus vérifiée en présence d’îlots de ferrite dans l’austénite.
Transformation martensitique des aciers inoxydables austénitiques
Les aciers inoxydables austénitiques ont une structure métastable à température ambiante et peuvent subir une transformation martensitique.
La martensite est une phase obtenue à partir de l’austénite par transformation displacive sans diffusion. Au cours de la transformation martensitique les atomes de fer se déplacent d’une petite distance, inférieure à la distance interatomique, vers des positions voisines de cristallographie plus stables à basse température, sans changement de la composition chimique initiale.
La transformation martensitique de l’austénite peut se faire par refroidissement ou par déformation plastique. La martensite rend difficile la déformation plastique du matériau et influence sa mise en œuvre à froid (emboutissage, formage).
• Principales morphologies de la martensite
On distingue deux phases martensitiques : la martensite α’, de structure cubique centrée ou légèrement quadratique, qui peut être obtenue après la trempe des alliages Fe-C ou Fe-N ; et la martensite ε de structure hexagonale compacte qui peut se présenter dans les alliages fortement alliés comme les aciers austénitiques.
La martensite α’ existe sous forme de plaquettes ou sous forme de lattes. La martensite en plaquettes ou martensite lenticulaire a une forme aplatie ; chaque plaquette est constituée de fines macles (figure I – 8a).
La martensite en lattes est aussi appelée martensite massive. Chaque latte est constituée d’aiguilles grossièrement parallèles. Les lattes contiennent une forte densité de dislocations, leur croissance est stoppée par les plans de joints des grains d’austénite (figure I – 8b).
La martensite ε se présente sous forme de bandes parallèles (figure I-9). Elle est reliée à la formation de défauts d’empilement et aux maclages§ répétés (Duand-Charre, 2003).
• Transformation martensitique de l’austénite par refroidissement
Un chauffage préalable permet de maintenir l’acier dans le domaine de la phase austénitique puis l’on procède à un refroidissement rapide jusqu’à une température finale en dessous de la température Ms (Martensite start) mais au dessus de Mf (Martensite finish). Le critère Ms est utilisé pour caractériser la transformation de l’austénite en martensite par refroidissement. Ce critère dépend de la composition chimique de l’acier et peut être évalué par la formule de Pickering (Cunat, 2000) : Ms = 502 – 810 (% C) – 1230 (% N) – 13 (% Mn) – 30 (% Ni) – 12 (% Cr) – 54 (% Cu) – 46(% Mo) (I-3)
Avec Ms en °C.
• Transformation martensitique de l’austénite par déformation
La transformation de l’austénite en martensite par déformation plastique, se produit dans les aciers inoxydables austénitiques pour lesquels l’énergie de faute d’empilement est faible, il se forme de la martensite α’ de structure cubique centrée, et/ou formation de martensite ε de structure hexagonale compacte (Duand-Charre, 2003). Cette transformation se fait suivant l’un des trois schémas suivants : α’ ; ε ; ou ε α’.
Dans ce dernier cas, la martensite ε (amagnétique) apparaît dans les bandes de glissement, puis à partir d’un écrouissage suffisant, la martensite ά se forme à l’intersection de deux bandes de glissement (figure I-9).
La transformation martensitique de l’austénite par déformation est souvent caractérisée par un critère de température Md30 : température pour laquelle une déformation vraie de 30% provoque la formation de 50% de martensite en volume. D’après Angel cité par (Cunat, 2000) la température Md30 peut être estimée par la formule suivante : Md30 = 413 – 462 (% C + % N) – 9,2 (% Si) – 8,1 (% Mn) – 13,7 (% Cr) –9,5 (% Ni) – 18,5 (% Mo) (I-4)
Avec Md30 en °C.
D’après (Krupp, Christ, Lezuo, Maier, & Teteruk, 2001) le volume de martensite formée dépend de l’amplitude de la déformation plastique, de la température, de la taille des grains et de la composition chimique du matériau.
Pour l’acier 301, une amplitude de déformation critique de 0,33% environ est nécessaire pour obtenir de la martensite (figure I-10a). D’après (Mészáros & Prohászka, 2005) la martensite α’ ne se forme de façon significative qu’à partir de 20% de déformation plastique, et persiste jusqu’à rupture, au cours d’un essai de traction monotone sur l’acier 304L (Figure I-10b).
Comportement élastoplastique
Dans cette partie, nous rapportons les résultats caractéristiques du comportement des aciers inoxydables austénitiques 304L et 316L sous de faibles amplitudes de chargement. Les composants métalliques des structures mécaniques sont souvent soumis à des sollicitations cycliques qui peuvent conduire à leur endommagement par fatigue. En général, l’évolution du comportement d’une pièce mécanique passe par un état stable avant la rupture par endommagement.
L’amélioration du comportement du matériau passe par la compréhension des phénomènes physiques qui opèrent tout au long de sa durée de vie. Le comportement cyclique des métaux peut être caractérisé par des essais en contrainte imposée, en déformation totale imposée ou en déformation plastique imposée. Ce dernier mode de pilotage nécessite l’utilisation d’un asservissement complexe. Les observations macroscopiques du comportement du matériau se font sous sollicitations uniaxiales ou multiaxiales.
Observations macroscopiques sous sollicitations cycliques uniaxiales
Les essais sont réalisés sur des éprouvettes ou éléments de volume** représentatifs du matériau. La géométrie de ces éprouvettes présente une zone utile suffisamment grande pour que les champs de sollicitations mécaniques et thermiques y soient uniformes. Le chargement appliqué aux éprouvettes est constitué de cycles de traction-compression réalisés entre deux valeurs de contrainte ou deux valeurs de déformation, en contrôlant respectivement la charge appliquée ou la consigne de déplacement. Les essais uniaxiaux ont permis de mettre en évidence les principaux phénomènes suivants :
Effet Bauschinger : ce phénomène mis en évidence par Bauschinger (Bauschinger, 1881), est une manifestation simple de l’anisotropie engendrée par les déformations permanentes au sein du matériau (Lemaitre & Chaboche, 2004, p. 20). D’après Lemaitre et Chaboche, les déformations permanentes sont hétérogènes d’un cristal à l’autre mais leur compatibilité aux joints de grains est assurée par des microdéformations élastiques qui engendrent des microcontraintes résiduelles autoéquilibrées. Ce sont ces microcontraintes qui sollicitent les cristaux à l’état neutre de différentes manières suivant différentes directions et engendrent une anisotropie du matériau. L’effet Bauschinger se traduit par une décroissance de la valeur absolue de la limite d’élasticité en compression après un chargement en traction : le matériau se plastifie sous une contrainte plus faible lorsque le sens de la sollicitation est inversé suite à une prédéformation plastique en traction ou en compression (figure I-11). L’effet Bauschinger induit un déplacement du centre du domaine élastique correspondant ainsi à un écrouissage cinématique du matériau.
De nombreux paramètres ont été définis en contrainte, en déformation, ou en énergie pour quantifier ce phénomène (Caceres, Griffiths, & Reiner, 1996), (Choteau, Quaegebeur, & Degallaix, 2005), (Jordon, Horstemeyer, Solanki, & Xue, 2007) (Xiang & Vlassak, 2005). Une modélisation de l’effet Bauschinger basée sur les variables d’écrouissage cinématique et isotrope a été utilisée par (Mollica, Rajagopal, & Srinivasa, 2001), (Choteau, Quaegebeur, & Degallaix, 2005) pour les matériaux ductiles comme l’acier 316L. D’autres modèles plus complexes existent. Ils tiennent compte non seulement de l’état des variables internes mais aussi de l’état du dommage du matériau (Horstemeyer, 1999), (Jordon, Horstemeyer, Solanki & Xue, 2007).
• Durcissement et adoucissement cycliques : on parle de durcissement cyclique du matériau lorsque :
o l’amplitude de contrainte croît avec le nombre de cycles au cours d’un essai en déformation imposée,
o l’amplitude de déformation décroît cycle après cycle au cours d’un essai en contrainte imposée.
Le matériau s’adoucit, lorsque :
o l’amplitude de contrainte décroît cycle après cycle au cours d’un essai en déformation imposée,
o l’amplitude de déformation croît avec le nombre de cycles au cours d’un essai en contrainte imposée.
Les résultats d’une série d’essais de traction-compression symétriques réalisés à la température ambiante en déformation imposée (Jiang & Kurath, 1997a) sur l’acier 304 permettent de constater que ce matériau manifeste (figure I-12) :
– un durcissement cyclique pour des amplitudes de déformation supérieures à 1%,
– un adoucissement cyclique pour des amplitudes de déformation inférieures ou égales à 0,28%,
– un durcissement cyclique rapide suivi d’une stabilisation de l’amplitude de contrainte jusqu’à rupture, à une amplitude de déformation imposée de 0,6%.
Dans une gamme d’amplitudes de déformation imposée de 0,35% à 1%, Lim, Hong et Lee, ont observé sur l’acier 316L, un durcissement cyclique initial rapide, puis une stabilisation de l’amplitude de contrainte suivie d’un durcissement cyclique secondaire jusqu’à la rupture (Lim, Hong, & Lee, 2005) (figure I-13).
On peut conclure, comme Jiang et Zhang dans un retour d’expérience (Jiang & Zhang, 2008) que le durcissement et l’adoucissement cycliques dépendent non seulement du matériau mais aussi de l’amplitude du chargement qu’on lui impose (Jiang & Zhang, 2008).
• Histoire du chargement et effet mémoire
L’effet mémoire est illustré sur la figure I-14 par le fait que le niveau d’écrouissage cyclique atteint au cours de la troisième phase du chargement, après application d’une première phase à ±0,235% qui stabilise à 130000 cycles suivie d’une deuxième phase de 10 cycles à ±1,5%, est supérieur à celui atteint juste après la première phase.
Rapportant cet essai dans un retour d’expérience, Jiang et Zhang (Jiang & Zhang, 2008) ont conclu que le durcissement et l’adoucissement cycliques sont des propriétés « persistantes » mais non isotropes du matériau. En effet un durcissement suivi d’un adoucissement cyclique se manifestent au cours des phases suivantes, malgré la stabilisation du comportement du matériau intervenu à la fin de la première phase, qui aurait dû persister jusqu’à rupture s’il y avait isotropie.
Par ailleurs, sur la même figure I-14, un effet de l’histoire du chargement est mis en évidence par la différence entre les réponses en contrainte sous une amplitude de 1,5% avec ou sans précharge de 0,235% : la réponse sans précharge est légèrement supérieure à celle avec précharge. On peut penser que ce dernier constat est dû à l’application préalable des cycles d’amplitude 0,235%, inférieure à 1,5%.
• Le rochet uniaxial
Lorsque le chargement en contrainte imposée n’est pas symétrique, il peut y avoir accommodation ou le plus souvent effet de rochet (Lemaitre & Chaboche, 2004, p. 114).
Le rochet se traduit par un accroissement progressif de la déformation plastique cycle après cycle provoquant la ruine de la structure en un nombre de cycles relativement faible. Le phénomène du rochet a été observé dans l’acier 304L (figure I-15a et I-15b) par Taleb (Taleb & Hauet, 2009) au cours d’un essai réalisé en contrainte imposée non symétrique par des cycles de traction-compression entre -150 MPa et 250 MPa.
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Table des matières
Introduction
I Présentation générale, comportement cyclique, et durée de vie en fatigue des aciers inoxydables austénitiques
I.1 Présentation générale
I.1.1 Qu’est-ce qu’un acier inoxydable austénitique ?
I.1.2 Influence de la teneur en ferrite
I.1.3 Transformation martensitique des aciers inoxydables austénitiques
I.2 Comportement élastoplastique
I.2.1 Observations macroscopiques sous sollicitations cycliques uniaxiales
I.2.2 Observations macroscopiques sous sollicitations cycliques multiaxiales
I.2.3 Caractérisation microscopique de l’écrouissage
I.2.4 Modélisation du comportement
I.2.4.1 Modélisation phénoménologique
I.2.4.2 Modélisation micromécanique
I.3 Durée de vie en fatigue
I.3.1 Courbe de wöhler et principaux domaines de fatigue
I.3.2 Principaux facteurs d’influence sur la tenue en fatigue
I.3.2.1 Effet de la température et de l’environnement
I.3.2.2 Effet du pré-écrouissage
I.3.3 Mécanismes physiques d’endommagement et de rupture par fatigue
I.3.4 Critères de fatigue
I.3.4.1 Les formulations en contrainte
Critère de Sines
Critère de Crossland
Critère de Dang-Van
I.3.4.2 Les formulations en déformation
Critère de Manson-Coffin-Basquin
Critère de Smith, Watson et Topper
I.3.4.3 Formulation en énergie
Critère de la densité d’énergie
Critère énergétique du LMS
I.3.5 Lois de cumul de dommage
I.3.5.1 Loi de Miner
I.3.5.2 Cumul non linéaire de dommage
I.3.5.3 Modèle de Taheri
1.4 En résumé
II Méthodologie expérimentale
II.1 Les objectifs
II.2 Le matériau
II.2.1 Compositions chimiques des nuances THY et CLI
II.2.2 Teneur en ferrite des nuances THY et CLI
II.2.3 Transformation martensitique des nuances THY et CLI
II.3 Présentation du dispositif expérimental
II.3.1 Eprouvettes d’essais
II.3.2 Paramètres mécaniques liés à la géométrie et aux dimensions des éprouvettes
Eprouvette de traction-compression
Paramètres mécaniques sur une boucle d’hystérésis contrainte-déformation
Estimation de la densité d’énergie de déformation plastique absorbée par cycle
II.4 Programme d’essais
II.4.1 Procédure de dépouillement
II.4.2 Essais de fatigue sur matériaux pré-écrouis
II.5 Conclusion
III Résultats et analyses
III. 1 Effet du pré-écrouissage sur la nuance THY
III. 1.1 Essais de référence
III. 1.1.1 Essais de référence en déformation imposée (DI)
Boucles d’hystérésis
Evolution des amplitudes de contrainte
Evolution des amplitudes de déformation plastique
III. 1.1.2 Essais de référence en contrainte imposée (CI)
Boucles d’hystérésis
Evolution des amplitudes de déformation plastique
Densité d’énergie absorbée par cycle
III. 1.1.3 Synthèse des résultats des essais de référence
III. 1.2 Pré-écrouissage monotone (PEM)
III. 1.2.1 Ecrouissage monotone
III. 1.2.2 Phase de fatigue en déformation totale imposée
Boucles d’hystérésis après PEM
Evolution de l’amplitude de contrainte après PEM
Evolution de l’amplitude de déformation plastique après PEM
Evolution de la contrainte moyenne après PEM
Evolution de la densité d’énergie absorbée par cycle après PEM
III. 1.2.3 Phase de fatigue en contrainte imposée (CI)
Boucles d’hystérésis après PEM et densité d’énergie absorbée par cycle
Amplitude de déformation plastique après PEM
III. 1.2.4 Synthèse des résultats des essais après PEM
III. 1.3 Pré-écrouissage cyclique (PEC)
III. 1.3.1 Ecrouissage cyclique
Boucles d’hystérésis
Points d’arrêt du PEC
III. 1.3.2 Phase de fatigue en déformation totale imposée après PEC
Boucles d’hystérésis après PEC
Evolution de l’amplitude de contrainte après PEC
Evolution de l’amplitude de déformation plastique après PEC
Evolution de la contrainte moyenne après PEC
Densité d’énergie absorbée par cycle après PEC
III. 1.3.3 Phase de fatigue en contrainte imposée après PEC
Boucles d’hystérésis à CI après PEC
Evolution de l’amplitude de déformation plastique à CI après PEC
III. 1.3.4 Synthèse des résultats des essais après PEC
III. 1.4 Analyses des résultats
III. 1.4.1 Comportement en fatigue de l’acier 304L THY
III.1.4.2 Prépondérance de l’effet du pré-écrouissage sur l’amplitude de déformation plastique et
sur la contrainte moyenne
III.1.4.3 Détermination et évolution du module d’élasticité
III.1.4.4 Estimation et évolution des écrouissages isotrope et cinématique
Ecrouissages isotrope et cinématique du THY vierge
Ecrouissages isotrope et cinématique du THY pré-écroui
III. 2 Etude comparative du comportement et de la durée de vie des nuances THY et CLI
III. 2.1 Essais de référence sur THY et CLI
III. 2.2 Essais de fatigue après pré-écrouissage monotone sur THY et CLI
III. 2.3 Essais de fatigue après pré-écrouissage cyclique sur THY et CLI
III. 2.4 Comparaisons
Comparaison des boucles d’hystérésis contrainte-déformation, à mi-durée de vie de CLI et THY
Comparaison des amplitudes de contrainte de THY et CLI
Comparaison des amplitudes de déformation plastique de THY et CLI
Comparaison des contraintes moyennes
Synthèse des observations macroscopiques sur THY et CLI
III. 2.5 Analyses des résultats
Comportements cycliques de THY et CLI
Evolution du module d’élasticité (ou module de Young) de THY et CLI
Evolution des écrouissages de THY et CLI vierges
Evolution des écrouissages de THY et CLI après PEC
Evolution des écrouissages de THY et CLI après PEM
Conclusion
Premières investigations sur la durée de vie sous trajets de chargements autres que la tractioncompression
Annexe
Références bibliographiques
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