Soutenance mémoire
LE PHÉNOMÈNE D’INTERACTION PASTILLE-GAINE
Il existe un jeu diamétral de fabrication entre les pastilles et la gaine, nécessaire au montage du crayon combustible. Ce jeu est initialement de 170 µm. Il est rempli avec de l’hélium (à une pression de 25 bars environ à la température ambiante). L’hélium de remplissage a pour but d’améliorer le coefficient de transfert thermique dans le jeu, qui évolue au cours du temps (les produits de fission gazeux ayant une mauvaise conductibilité thermique). La pastille se densifie, puis gonfle sous l’effet de l’irradiation (à cause des produits de fission). La gaine est, quant à elle, soumise en réacteur, d’une part, à la pression régnant à l’intérieur du crayon combustible, comprise, en début d’irradiation, entre 35 bars à froid et 70 bars à chaud (pression pouvant être beaucoup plus importante en fin de vie) et, d’autre part, à la pression externe de 155 bars du fluide caloporteur. Le fluage de la gaine, accéléré par l’irradiation (fluage dit d’irradiation, s’ajoutant au fluage thermique observé lors d’expériences hors réacteur) va donc entraîner une diminution du diamètre de la gaine. Du fait de phénomènes antagonistes, la pastille et la gaine vont entrer en contact : c’est l’interaction pastille-gaine (IPG). Ce phénomène intervient après environ un cycle d’irradiation en réacteur1 (fin du premier ou début du deuxième cycle de fonctionnement). Dans le but d’illustrer ce phénomène, un calcul 2D axisymétrique a été effectué à l’aide du code de calcul TOUTATIS, code par éléments finis développé au CEA Saclay pour étudier le comportement du crayon combustible dans les régimes de fonctionnement de classes 1 et 2. Le maillage axisymétrique d’une demi-pastille et de la portion de gaine en vis-à-vis est présenté à la figure I–5. La figure I–6 reproduit l’historique de puissance vu par le crayon (simulation de deux cycles de fonctionnement en base dans un réacteur EDF). Les déplacements radiaux d’un point de la surface extérieure de la pastille et du point de la gaine en vis-à-vis sont représentés sur la figure I–7 et montrent bien le phénomène d’interaction pastille-gaine. Une fois le contact établi, la pastille tend alors à imposer ses déplacements à la gaine qui la contraint en retour. Du fait de l’existence d’un gradient thermique dans la pastille, cette dernière prend une forme dite en « diabolo » (fig. I–8a), ce qui crée alors des plis sur la gaine au niveau des plans interpastilles (celle-ci prend alors une forme de « bambou »). Cet effet « diabolo » est accentué par la fragmentation longitudinale du combustible (fig. I–8b). La mise en diabolo de la pastille crée au niveau des plans interpastilles des concentrations mécaniques locales dans la gaine. Une fois l’interaction pastille-gaine établie, lors de toute variation de puissance, la déformation de la gaine est imposée par la pastille de combustible. L’augmentation de température liée à la montée en puissance entraîne une augmentation du volume de la pastille, par dilatation thermique, qui « pousse » alors sur la gaine. Cette poussée de l’oxyde d’uranium provoque, dans les zones de concentrations précédemment citées, des variations importantes des champs mécaniques. Les contraintes, subies par la gaine, se relaxent ensuite par fluage, lorsque la puissance est maintenue. Reprenons l’exemple précédent. Le crayon, irradié deux cycles en réacteur de puissance, va maintenant subir un transitoire de puissance en réacteur expérimental, décrit à la figure I–10, dans le cadre d’une irradiation analytique appelée « rampe ». La poussée de la pastille sur la gaine est illustrée sur la figure I–11. Les variations du champ de contraintes dans la gaine suite à la montée en puissance sont montrées à la figure I–12. Lors de transitoires de puissance, l’interaction pastille-gaine augmente les grandeurs mécaniques (contrainte et déformation), plus particulièrement en certains points de la gaine. Ces zones de la gaine sont situées au niveau des plans interpastilles et en face des fissures du combustible. Les transitoires de puissance entraînent des relâchements de produits de fission gazeux dans le jeu entre les pastilles et la gaine, pouvant être importants suivant la puissance atteinte. Ces gaz de fission viennent des zones chaudes du combustible et arrivent, par les fissures du combustible, sur la gaine au niveau des zones très sollicitées de la gaine. La présence parmi ces gaz d’agents agressifs, tels que l’iode, provoque la corrosion sous contrainte pouvant conduire jusqu’à la rupture de la gaine, qui fait l’objet de ce mémoire.
LES PREMIÈRES RUPTURES DE GAINE EN RÉACTEUR
Les premières ruptures de gaine en réacteur industriel sont intervenues en Amérique du Nord au début des années 1970, d’une part, dans les réacteurs de type REB et, d’autre part, dans les réacteurs de la filière CANDU. Les crayons combustibles présents en réacteur à cette époque commençaient à atteindre des taux de combustion pour lesquels l’interaction pastille-gaine était susceptible d’apparaître. Ces ruptures intervenaient toujours suite à des transitoires de puissance. Dans le cas de la filière REB, les variations de puissance globales imposées au réacteur peuvent impliquer localement des montées en puissance très importantes et rapides. Dans les réacteurs CANDU, les ruptures faisaient généralement suite au rechargement du combustible, rechargement s’effectuant alors que le réacteur est en fonctionnement. L’introduction ou le retrait d’un assemblage combustible est équivalent à un transitoire de puissance pour les assemblages voisins. Les premières ruptures de gaine dans le réacteur REP de Maine Yankee (États-Unis) en 1974, suite à un transitoire de puissance très sévère, ont montré l’aspect générique de ces ruptures, liées à la conception du crayon combustible (combustible sous forme de pastilles d’oxyde d’uranium et alliages de zirconium pour la gaine). Ces ruptures ont pris des proportions « épidémiques » [Cox 1990 b], provoquant des pertes financières importantes pour les exploitants de ces réacteurs et limitant la manœuvrabilité des centrales nucléaires. C’est pour cette raison que d’importants programmes expérimentaux ont été mis en œuvre, afin de déterminer le ou les mécanismes de ces ruptures et les remèdes possibles. Les défauts observés en réacteur possèdent les caractéristiques suivantes.
– Le défaut s’est amorcé sur la face interne de la gaine, ce qui est visible lorsque le défaut n’est pas traversant, comme le montre la figure II–2a.
– Les ruptures se produisent au niveau des plans interpastilles et, en général, en vis-à-vis de fissures de la pastille de combustible (voir fig. II–2b).
– La gaine est peu déformée circonférentiellement. Il n’y a pas de réduction notable de l’épaisseur de la gaine au niveau de la rupture, ce qui est incompatible avec une rupture complète de la gaine par déchirure ductile (cf. fig. II–3).
– Les fissures sont axiales, s’ouvrant sous l’action de la contrainte circonférentielle, comme le montre la figure II–4.
– Les défauts pouvant être observés montrent des faciès d’aspect fragile, majoritairement transgranulaires, précédés d’une zone de développement intergranulaire (voir fig. II–5, II–6 et II–7), zone qui n’est pas toujours observée.
ÉTUDE EN RÉACTEUR EXPÉRIMENTAL DE L’ORIGINE DES RUPTURES DE GAINE
Les travaux conduits à Vallecitos entre 1963 et 1966 furent connus de peu de chercheurs de l’époque jusqu’en 1972. Seuls quelques-uns d’entre eux (Davies pour General Electric aux ÉtatsUnis, Wood au Canada, Garlick au Royaume-Uni, Lunde en Norvège) perçurent les conséquences considérables que pourraient avoir ces ruptures de gaine si elles se produisaient en réacteur industriel. Ils étaient, de plus, convaincus que les ruptures observées dans les réacteurs expérimentaux (GETR aux États-Unis, SGHWR en Grande-Bretagne, Halden en Norvège) étaient liées aux phénomènes d’interaction pastille-gaine et de corrosion sous contrainte. Lorsque les premières ruptures en service intervinrent, divers programmes expérimentaux virent le jour. Comme les ruptures suivent des transitoires de puissance, la simulation en réacteur expérimental des conditions de fonctionnement en réacteur de puissance consiste à faire subir au crayon combustible un transitoire de puissance bien défini, appelé « rampe ». Le crayon peut, dans un premier temps, être amené ou non à une puissance intermédiaire, aussi appelé palier de « conditionnement ». Le crayon subit alors le transitoire de puissance, défini par les paramètres suivants : la puissance maximale Pmax, la variation de puissance ∆P durant le transitoire, le temps de maintien à la puissance maximale ou durée du « palier haut » ω et la vitesse de montée en puissance P& (figure II–8). Les dommages liés à l’irradiation sont-ils à l’origine des ruptures ? De nombreux chercheurs étaient persuadés que, du fait de l’absence de déformation importante de la gaine au niveau des ruptures, ces dernières avaient pour origine la fragilisation et la diminution de la ductilité engendrées par l’irradiation et/ou l’implantation par recul des produits de fission dans le gainage des crayons. Les travaux, entre autres, de Mac Donald et al. [1973] et Davies et al. [1977] montrèrent sans équivoque que l’origine des ruptures n’était liée ni à la perte de ductilité, ni à l’endommagement par implantation. Ces expériences se basaient sur la fabrication de crayons combustibles expérimentaux qui utilisaient des pastilles neuves d’oxyde d’uranium et du gainage irradié en réacteur (alliages de zirconium issus soit de crayons combustibles, donc soumis à l’irradiation et aux produits de fission [Mac Donald et al. 1973, Davies et al. 1977], soit de barres de contrôle endommagées uniquement suite aux effets de l’irradiation [Davies et al. 1977]). Ces crayons subissaient une montée en puissance très sévère et étaient maintenus à une puissance maximale très élevée pendant plusieurs jours (environ 800 W.cm-1 [Mac Donald et al. 1973]) sans rompre, alors que des crayons irradiés avec le même gainage avaient tous rompus pour des puissances maximales bien inférieures. Ces crayons « combustible neuf – gaine irradiée » cassaient tous lors de la seconde irradiation expérimentale à des niveaux de puissance inférieurs. Les ruptures furent attribuées à la reconstitution d’un environnement chimique propice à la corrosion sous contrainte. A contrario, des crayons contenant du combustible irradié et possédant un gainage neuf [Davies et al. 1977], dont on peut voir un exemple sur la figure II–9 ci-contre, ou une gaine irradiée ayant subi un recuit (afin de supprimer les défauts liés à l’irradiation), rompaient à des niveaux de puissance équivalents à ceux des crayons irradiés d’où provenait le combustible irradié. Ces expériences avaient pour but de montrer l’aspect chimique intervenant dans les ruptures pour des crayons ayant atteint un taux de combustion appréciable. Lors de ces essais en réacteur, certains de ces crayons étaient « dopés », c’est-à-dire contenant des espèces simulant des produits de fission (I, Cs, Te, CsI). Seuls les crayons dopés avec de l’iode rompaient, les autres crayons conservaient leur intégrité, leur gaine présentant des déformations permanentes importantes. FIG. II–9. Crayon « combustible irradié – gaine neuve » [Davies et al. 1977]. Ces ruptures de gaine sont-elles des ruptures différées par l’hydrogène ? L’hydruration de la gaine a également été envisagée, initialement, comme mode de rupture. Lorsque la rupture intervient en réacteur, de l’eau (fluide caloporteur) peut alors pénétrer à l’intérieur du crayon combustible par la fissure débouchante. Cette eau provoque, d’une part, l’oxydation des faciès de fissuration, les rendant très difficilement observables, et, d’autre part, la précipitation d’hydrures sur les lèvres de cette fissure. La visualisation de ces hydrures a alors fait penser que l’hydruration était le mécanisme responsable de la rupture des crayons. Malheureusement, les ruptures différées par hydruration se sont généralisées dans les réacteurs industriels, notamment dans les réacteurs de la filière CANDU (ruptures uniquement des tubes de force en alliage Zr – 2,5 % Nb) [Cox 1990 a], à la même période que les ruptures par interaction pastille-gaine et corrosion sous contrainte. Ces ruptures intervenaient également à la remontée en puissance du réacteur, suite à son rechargement. Certains chercheurs pensèrent alors que la corrosion sous contrainte n’était qu’un cas particulier de la fissuration liée à l’hydruration. Les similitudes d’un point de vue chimique et métallurgique entre les alliages de titane et de zirconium ont conduit à supposer l’identité de ces deux processus, comme cela avait été observé sur un alliage de titane. Les travaux de Cox [1978], rapportés dans sa synthèse [Cox 1990 a], montrent que les deux processus sont différents, d’une part, par leur cinétique et, d’autre part, par l’aspect fractographique des faciès obtenus. Dans le domaine de températures concerné par la corrosion sous contrainte en réacteur, les plaquettes d’hydrures ont un comportement ductile. À température ambiante, ces plaquettes deviennent fragiles. La propagation d’une fissure par hydruration ne se produit que si les hydrures sont rompus. Les cinétiques des deux phénomènes sont différentes, premièrement, par les domaines de température d’apparition des phénomènes, deuxièmement, par les vitesses de propagation (comme le montre la figure II–10) et, troisièmement, par le temps d’incubation très élevé de la fissuration par hydrogène (liée à la nécessaire précipitation des hydrures). L’analyse fractographique menée par Cox [1978] montre que les deux processus possèdent des caractéristiques différentes. La présence de « fluting » est une caractéristique de la propagation transgranulaire que l’on ne retrouve pas pour la rupture par hydruration. Les ruptures des hydrures présentent une structure de « marches », visible sur la figure II–11, observable sur les surfaces planes des hydrures intragranulaires rompus ou sur les surfaces courbes des hydrures intergranulaires rompus. Cette structure se situe à une échelle inférieure à celle du grain. Ces « marches » sont, par ailleurs, observées quelles que soient la taille ou la forme des grains. La figure II–12 montre les différences de faciès entre ces deux processus, lorsque ceux-ci se produisent en même temps. Il a été rapidement admis que les ruptures de gaine par interaction pastille gaine et la fragilisation par l’hydrogène sont deux modes de rupture différents de la gaine, contre lesquels il est nécessaire de lutter afin d’augmenter la rentabilité des centrales nucléaires.
Attaque chimique par l’iode
Dans ce paragraphe, nous allons nous intéresser à l’aspect chimique de la corrosion sous contrainte par l’iode, qui a fait l’objet d’une récente synthèse par Sidky [1998]. Cette analyse permettra également de mettre en évidence le rôle de paramètres mécaniques sur la corrosion sous contrainte. On peut retenir que l’établissement préalable d’un équilibre chimique semble indispensable à l’attaque des alliages de zirconium. La formation d’iodures de zirconium volatils (ZrIx, x>2), suivant la réaction Zr + x I ↔ ZrIx , correspondrait à cette étape ([Wood 1972, Peehs et al. 1979]). Selon Sidky [1998], la durée t d’action de l’iode sur des éprouvettes non contraintes, conduisant à l’apparition de fissures lors de l’application d’une contrainte, est comprise entre : 3 – 15 ≤ t ≤ 30 – 60 minutes. On peut remarquer une grande dispersion des valeurs qui pourrait être liée à des conditions et protocoles expérimentaux différents. Les travaux de Peehs et al. [1979], menés sur des anneaux en fluage, montrent que l’application de l’iode avant le chargement réduit le temps à rupture de l’éprouvette (voir fig. III–3). De même, d’après les travaux de Cox et Haddad [Haddad et al. 1986, Cox et al. 1987], l’action de l’iode vapeur (et d’un mélange gazeux Cs/Cd) sur des anneaux non contraints conduit à l’apparition de fissures, lorsque ces anneaux sont soumis à une contrainte durant moins de 10 s (un cycle triangulaire de compression). Certains de ces sites d’amorçage sont transgranulaires, mais Cox [1990 b] reconnaît que les fissures ne se développent pas à partir de ces sites. Ces expériences confirment, selon Cox [1990 b], que cette étape chimique n’est pas une étape du processus de corrosion sous contrainte lors de transitoires de puissance en réacteur, l’équilibre chimique étant déjà établi avant le début de ces variations ; ceci reste toutefois un problème ouvert à l’heure actuelle. Jacques [1994] rapporte dans sa thèse que des éprouvettes non contraintes en méthanol iodé à température ambiante (pour des concentrations de 10-3 g à 10-2 g d’iode par gramme d’alcool) sont attaquées de manière intergranulaire (certains grains pouvant être déchaussés). Lorsque l’équilibre chimique a été établi, l’iode, initialement mis au début de l’expérience, continue de réagir avec l’alliage de zirconium [Sidky 1998] et également avec les éléments de structure du dispositif expérimental (perturbant les résultats dans certains cas). Lors de l’application du chargement, un nouvel équilibre chimique favorable est à reconstituer, afin de permettre le développement des fissures. Ceci semble d’autant plus vrai en réacteur, où les conditions chimiques évoluent sans cesse, compte tenu du nombre d’espèces impliquées et des effets de l’irradiation (radiolyse).
Existence de l’iode en réacteur
L’iode est un produit de fission abondant dans un crayon combustible, il représente 1 % des produits formés lors de la fission des atomes d’uranium et de plutonium du combustible. C’est une espèce volatile, que l’on retrouve sous forme gazeuse dans le jeu pastille-gaine. La quantification de l’iode, qui serait disponible, lors de transitoires de puissance en réacteur, pour attaquer la gaine et conduire, dans certains cas, à sa rupture, a été l’objet de nombreuses études, car de nombreux auteurs pensaient que l’iode n’était pas en quantité suffisante [Konashi et al. 1984]. En effet, l’iode constitue très facilement avec le césium, qui est le produit de fission le plus abondant, l’iodure de césium CsI (Cs + I ↔ CsI), corps très stable, d’un point de vue thermodynamique, très volatil, et qu’il est possible d’observer sur la face interne de la gaine, sous forme de cristaux blancs [Cubicciotti et al. 1978]. Les expériences menées en laboratoire [Hofmann et al. 1981,1982,1983,1984] et en réacteur [Davies et al. 1977] montraient que la corrosion sous contrainte des alliages de zirconium par le CsI (gazeux) n’était pas possible. Par contre, Cox et al. [1986] observaient le contraire ; il est à noter que l’iodure de césium se présentait sous forme d’une pâte qui était appliquée sur la face interne des anneaux utilisés dans leurs expériences. Les premiers calculs thermodynamiques indiquaient que la pression partielle de l’iode disponible en réacteur était de 10-19 atm, valeur inférieure à la densité d’atomes dans le « vide interstellaire » [Konashi et al. 1983 et 1984]. Pour les expériences de laboratoire, des calculs analogues montraient, en accord avec les résultats expérimentaux, que la quantité d’iode libérée par le CsI, suivant la réaction chimique CsI ↔ Cs + I, était inférieure à la concentration en iode critique nécessaire pour engendrer la corrosion sous contrainte. Cependant, la réalité n’est pas aussi simple. L’environnement chimique dans un crayon combustible est beaucoup plus compliqué que celui créé en laboratoire. En effet, le césium peut se combiner avec de nombreux éléments présents dans la pastille (autres produits de fission, uranium et oxygène), s’associant moins avec l’iode. Des mesures de la température d’activation de la migration dans le combustible et du relâchement hors de la pastille de l’iode, inférieures à celle du césium, soutiennent l’hypothèse que de l’iode libre pourrait être présent dans la pastille puis relâché dans le jeu pastille-gaine. Hofmann et al. [1985] ont montré, qu’en présence d’oxyde d’uranium surstoechiométrique (UO2+x , x>0), la corrosion sous contrainte par le CsI était alors possible, le surplus d’oxygène (Ox) permettant alors la réduction du CsI et la formation d’iode libre (n CsI + m O ↔ n I + CsnOm). En réacteur, le combustible devient surstoechiométrique, du fait de la fission des atomes d’uranium. L’oxygène (ainsi disponible) est à l’origine de la formation de la couche irrégulière de zircone, de faible épaisseur (quelques µm), sur la face interne de la gaine. Malheureusement, ces expériences de Hofmann et al. [1985] ont été menées à des températures supérieures à 500 °C, c’est-à-dire supérieures aux températures de la gaine rencontrées en fonctionnement normal en réacteur. Il est alors légitime de se poser la question de l’extrapolation de ces résultats pour ces températures, comprises entre 350 et 450 °C. L’hypothèse la plus probable de la présence d’iode libre dans le jeu serait liée à la décomposition par radiolyse de l’iodure de césium, mise en évidence par Cubicciotti et al. [1976], et sensiblement augmentée par la présence d’hélium. Des éprouvettes sollicitées (anneaux [Cox et al. 1986], tubes en pressurisation interne [Bibilashvili et al. 1986]) dans une atmosphère de CsI, en présence d’une source d’irradiation, rompent par corrosion sous contrainte. Selon Cox [1990 b], les transitoires effectués en réacteur par Davies et al. [1977] sur des crayons combustibles contenant des pastilles neuves « dopées au CsI » (voir chap. II, § 3) ne créaient pas de fissures de corrosion sous contrainte, car ils étaient conduits trop rapidement pour permettre le relâchement d’une quantité suffisante de CsI, pouvant alors être décomposé dans le jeu. Les premiers calculs1 intégrant l’hypothèse de radiolyse du CsI montraient que la pression partielle de l’iode dans le jeu était beaucoup plus importante que lorsque l’on omettait la décomposition radiolytique, mais restait, toutefois, inférieure à la pression partielle critique nécessaire pour corroder la gaine [Konashi et al. 1984]. Fregonese [1997] a évalué la quantité d’iode qui serait disponible dans le jeu pour la corrosion sous contrainte, en prenant en compte tous les phénomènes connus et les hypothèses souvent posées (une hypothèse, généralement admise, est qu’environ 10 % des produits de fission volatils ou gazeux formés, dont l’iode, se retrouvent dans le jeu). Le résultat de son étude montre que l’iode relâché au cours d’une rampe de puissance conduite en réacteur expérimental sur un crayon, qui a été irradié pendant deux cycles en réacteur de puissance, est localement (au niveau des plans interpastilles) en quantité suffisante pour provoquer la corrosion sous contrainte et conduire à la rupture de la gaine, si les conditions mécaniques sont réunies. Le tableau III–1 regroupe les résultats de Fregonese [1997].
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Table des matières
INTRODUCTION
PARTIE A CORROSION SOUS CONTRAINTE DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM. SYNTHÈSE BIBLIOGRAPHIQUE
CHAPITRE PREMIER. CONTEXTE DE L’ÉTUDE – PROBLÈME INDUSTRIEL
1 LE CRAYON COMBUSTIBLE
2 LE PHÉNOMÈNE D’INTERACTION PASTILLE-GAINE
CHAPITRE II. LA RUPTURE DES CRAYONS COMBUSTIBLES PAR CORROSION SOUS CONTRAINTE EN RÉACTEUR
1 LA DÉCOUVERTE DU PHÉNOMÈNE
2 LES PREMIÈRES RUPTURES DE GAINE EN RÉACTEUR
3 ÉTUDE EN RÉACTEUR EXPÉRIMENTAL DE L’ORIGINE DES RUPTURES DE GAINE
4 MISE EN PLACE DE REMÈDES AUX RUPTURES DE GAINE
4.1 ÉTUDE DES REMÈDES
4.2 RUPTURES DE GAINES : UN PROBLÈME RÉSOLU ?
5 CONCLUSIONS
CHAPITRE III. ÉTUDE EN LABORATOIRE DE LA CORROSION SOUS CONTRAINTE DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM
1 DESCRIPTION DU PHÉNOMÈNE
2 ENVIRONNEMENT CHIMIQUE ET CORROSION SOUS CONTRAINTE
2.1 CORROSION SOUS CONTRAINTE PAR L’IODE
2.1.1 Attaque chimique par l’iode
2.1.2 Existence de l’iode en réacteur
2.1.3 Processus d’attaque chimique : l’adsorption de l’iode
2.1.4 Essais en méthanol iodé / iode vapeur
2.1.5 Conclusions partielles
2.2 CORROSION SOUS CONTRAINTE PAR D’AUTRES ESPÈCES CHIMIQUES
2.2.1 Césium
2.2.2 Cadmium
2.2.3 Tellure
2.2.4 Conclusions
2.3 INFLUENCE DE L’OXYGÈNE
2.4 CONCLUSIONS SUR L’INFLUENCE DE L’ENVIRONNEMENT
3 AMORÇAGE DES FISSURES
4 DÉVELOPPEMENT ET PROPAGATION D’UNE FISSURE DE CORROSION SOUS CONTRAINTE
5 CONCLUSIONS
CHAPITRE IV. MODÈLES MACROSCOPIQUES DE CORROSION SOUS CONTRAINTE DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM
1 QUELQUES GÉNÉRALITÉS
2 PRÉSENTATION DE QUELQUES MODÈLES
2.1 MODÈLE DE SCHUSTER-DELETTE (CEA GRENOBLE) [1994]
2.2 MODÈLE DE L’EPRI [MILLER ET AL. 1981 ET 1988]
2.3 MODÈLE DE JENKVIST (ABB ATOM) [1995]
3 ANALYSE DES MODÈLES ET CONCLUSIONS
PARTIE B COMPORTEMENT MÉCANIQUE DU ZIRCALOY-4 À L’ÉTAT MÉTALLURGIQUE DÉTENDU
CHAPITRE V. COMPORTEMENT ÉLASTOVISCOPLASTIQUE DU ZIRCALOY-4 DÉTENDU
1 INTRODUCTION
2 DESCRIPTION DU MATÉRIAU ÉTUDIÉ
2.1 STRUCTURE CRISTALLINE
2.2 COMPOSITION CHIMIQUE
2.3 MICROSTRUCTURE ET TEXTURE CRISTALLOGRAPHIQUE
2.4 MODES DE DÉFORMATION DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM
3 MODÉLISATION MICROMÉCANIQUE DU COMPORTEMENT DU ZIRCALOY-4
3.1 PRINCIPE DE L’APPROCHE POLYCRISTALLINE
3.1.1 Étape de représentation
3.1.2 Étape de concentration (ou de localisation)
3.1.3 Étape d’homogénéisation
3.1.4 Notations
3.2 ÉTAPE D’HOMOGÉNÉISATION
3.3 CHANGEMENT D’ÉCHELLE : ÉTAPE DE CONCENTRATION
3.4 COMPORTEMENT INTRAGRANULAIRE DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM
3.5 CONCLUSION
4 MODÉLISATION MACROSCOPIQUE DU COMPORTEMENT DU ZIRCALOY-4
4.1 QUELQUES RAPPELS DE THERMODYNAMIQUE DES MILIEUX CONTINUS
4.2 DESCRIPTION THERMODYNAMIQUE ANISOTHERME DU MODÈLE DRS SIMPLIFIÉ
4.3 SYNTHÈSE DU MODÈLE DRS ISOTHERME
5 MODÉLISATION DU COMPORTEMENT MÉCANIQUE DU ZIRCALOY-4 DÉTENDU
5.1 PRÉAMBULE
5.2 DESCRIPTION ET ANALYSE DE LA BASE EXPÉRIMENTALE SUR ZIRCALOY-4 NON IRRADIÉ ET IRRADIÉ DEUX CYCLES
5.3 IDENTIFICATION DU COMPORTEMENT EN FONCTION DE L’IRRADIATION
5.4 SYNTHÈSE
6 CONCLUSION
ANNEXES DU CHAPITRE V
ANNEXE A. RAPPELS SUR LA THÉORIE DES PROCESSUS THERMIQUEMENT ACTIVÉS
ANNEXE B. EXPRESSIONS DES TENSEURS D’ANISOTROPIE DU MODÈLE DRS
ANNEXE C.
ANNEXE D.
PARTIE C CORROSION SOUS CONTRAINTE DU ZIRCALOY-4 DÉTENDU À 350 °C ÉTUDE EXPÉRIMENTALE ET MODÉLISATION
CHAPITRE VI. ÉTUDE EXPÉRIMENTALE DE LA CORROSION SOUS CONTRAINTE DES ALLIAGES DE ZIRCONIUM
1 INTRODUCTION
2 ÉTUDE EXPÉRIMENTALE DE LA CORROSION SOUS CONTRAINTE
2.1 PRÉSENTATION DES ESSAIS DE PRESSURISATION INTERNE
2.2 DESCRIPTION DES ESSAIS RÉALISABLES – PROPOSITION D’UN NOUVEL ESSAI DE CSC
2.3 PRÉSENTATION DES RÉSULTATS EXPÉRIMENTAUX
2.3.1 Sensibilité à la CSC du Zircaloy-4 détendu et son évolution avec l’irradiation
2.3.2 Essais de charge/décharge de CSC
2.3.3 Observation des faciès de rupture
2.4 SYNTHÈSE DES RÉSULTATS
3 MODÉLISATION ET INTERPRÉTATION DES ESSAIS DE CSC
3.1 MISE EN ŒUVRE DES CALCULS
3.1.1 Hypothèses associées à notre modélisation
3.1.2 Description du maillage – Conditions aux limites
3.1.3 Modèle non fissuré
3.2 SIMULATION D’ESSAIS DE CSC SUR MATÉRIAU IRRADIÉ
3.2.1 Chargements modélisés
3.2.2 Domaine de validité du facteur d’intensité des contraintes KI
3.2.3 Évolution de la zone plastique
3.3 ANALYSE D’ESSAIS DE CHARGE/DÉCHARGE RÉALISÉS SUR MATÉRIAU NON IRRADIÉ
3.3.1 Conditions expérimentales modélisées
3.3.2 Dépouillement des paramètres mécaniques en pointe de fissure
3.4 CONCLUSIONS SUR LA SIMULATION D’ESSAIS DE CSC
4 CONCLUSIONS
CHAPITRE VII. ÉTUDE DE L’AMORÇAGE ET DE LA PROPAGATION DES FISSURES DE CORROSION SOUS CONTRAINTE DANS LES ALLIAGES DE ZIRCONIUM 151
1 OBSERVATIONS AU MEB DES ESSAIS DE CHARGE/DÉCHARGE
1.1 PRINCIPE DES ESSAIS INTERROMPUS ET MÉTHODOLOGIE D’OBSERVATION
1.2 MISE EN ÉVIDENCE D’UNE PHASE DITE D’« INCUBATION »
1.3 ÉTUDE DE LA PHASE D’« INCUBATION »
1.3.1 Influence de la sollicitation mécanique et de la durée d’exposition
1.3.2 Iode et couche de zircone
1.3.3 Rupture mécanique de la couche d’oxyde – Comparaison calculs / expériences
1.3.4 Conclusions partielles
1.4 LOCALISATION DES SITES D’AMORÇAGE DES DÉFAUTS DE CSC
1.5 SYNTHÈSE
2 INFLUENCE DU CHARGEMENT MÉCANIQUE SUR LA FISSURATION PAR CSC
2.1 NOUVEAU PROGRAMME D’ESSAIS DE CSC À CONTRAINTE ΣH ÉLEVÉE
2.2 ESSAIS DE CSC SUR TUBES PRÉFISSURÉS
3 CONCLUSIONS
ANNEXES DU CHAPITRE VI.
ANNEXE A. DONNÉES EXPÉRIMENTALES DES ESSAIS « CONVENTIONNELS »
ANNEXE B. DONNÉES EXPÉRIMENTALES DES ESSAIS DE « CHARGE/DÉCHARGE »
CONCLUSIONS ET PERSPECTIVES
RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES
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