Lois de comportement élasto-viscoplastique

2.4.2.1. Principe de l’essai Hopkinson de compression dynamique ... 71

2.4.2.2. Résultats et identification des paramètres ... 74

3. Protocole expérimental ... 80

3.1. Généralités ... 80

3.1.1. Pré-fissuration... 80

3.1.2. Mise en place et en température de l’éprouvette ... 80

3.1.3. Mise en charge ... 81

3.2. Méthodes de mesure de la propagation de fissure ... 81

3.2.1. Description des jauges à brins ... 81

3.2.2. Traitement des données des jauges et détermination de l’avancée de fissure ... 82

3.2.3. Description du procédé expérimental avec système d’acquisition rapide ... 83

4. Essais sur CT ... 86

4.1. Longueur et trajet de fissure ... 86

4.2. Données d'amorçage ... 89

4.3. Vitesse de propagation des fissures rectilignes ... 93

4.4. Analyses fractographiques ... 96

4.4.1. Objectifs des observations ... 96

4.4.2. Techniques d’observation et de mesure ... 96

4.4.3. Etude de l’amorçage ... 97

4.4.3.1. Position des sites de clivage ... 97

4.4.3.2. Origine des vitesses élevées à l’amorçage ... 102

4.4.3.3. Analyses profilométriques et résultats ... 104

4.4.4. Etude de la propagation ... 106

4.4.4.1. Observations MEB ... 106

4.4.4.2. Analyses profilométriques et résultats ... 109

64

4.4.5. Etude de l’arrêt ... 109

4.4.5.1. Observations MEB ... 109

4.4.5.2. Analyses profilométriques et résultats ... 110

5. Conclusion ... 112

65

1. Introduction

Ce chapitre présente les résultats expérimentaux obtenus au cours de ces travaux de thèse à partir

d’essais de propagation dynamique et d’arrêt de fissure de clivage. Dans un premier temps, le matériau

de l’étude est présenté. Il s’agit de l’acier 16MND5 utilisé dans les cuves de Réacteur à Eau

Pressurisée (REP) dont les propriétés mécaniques, déjà étudiées au CEA, sont partiellement rappelées

[76, 81, 263, 264]. Une étude de l’effet de la vitesse de déformation sur le comportement du matériau a

été réalisée afin d’identifier les paramètres de la loi de comportement élasto-viscoplastique pour des

vitesses de déformation allant jusqu’à , loi qui est utilisée dans les modélisations numériques.

La seconde partie de ce chapitre décrit le protocole expérimental de la campagne d'essais menée. Une

description précise des techniques utilisées pour la détection de l’avancée du front de fissure est

réalisée.

L’ensemble des données expérimentales est ensuite présenté. Les expériences réalisées sur des

éprouvettes Compact Tension (CT25), d’épaisseur différente, permettent de définir un modèle de

propagation et d’arrêt de fissure qui est présenté au chapitre 3.

Enfin, les analyses des faciès de rupture, caractérisant les mécanismes de rupture mis en jeu, font

l’objet de la dernière partie de ce chapitre.

2. Présentation du matériau

2.1. Généralités

Un acier forgé de type 16MND5 est utilisé pour cette étude. Sa composition chimique (tableau 2.1.a)

est proche de la nuance américaine ASTM A508 Cl.3. Ce matériau provient d’une débouchure de

virole porte tubulure (virole B, figure 2.1.a) de la cuve d’un REP. Le prélèvement des éprouvettes est

effectué de manière à les solliciter dans le sens circonférentiel de la cuve d'origine et faire propager la

fissure dans le sens de l'épaisseur.

Figure 2.1.a : Origine du matériau étudié dans une cuve de REP

Tableau 2.1.a : Composition chimique de l’acier 16MND5 recommandée par le RCCM (a) et de

l’étude (b)

66

L’acier 16MND5 appartient à la famille des aciers faiblement alliés à bas taux de carbone. Ce faible

taux en carbone assure une meilleure soudabilité. Les éléments principaux d’addition sont le

manganèse, le nickel et le molybdène. Les éléments d’addition présents dans sa composition assurent

une meilleure trempabilité à l’acier. La microstructure finale du matériau est obtenue à l’issue de

plusieurs traitements thermiques [265, 266]. Dans un premier temps, deux austénitisations de 5 heures

à 865°C et 895°C suivies de trempes à l’eau sont réalisées. Puis, un revenu à 645°C durant 7 heures est

effectué. Enfin, un traitement de détensionnement avec un maintien en température de 8 heures à

610°C permet de supprimer les contraintes résiduelles. A l’issue de ces traitements, la structure

métallurgique obtenue est une bainite revenue.

2. 2. Comportement mécanique quasi-statique en fonction de la température

Des essais de traction lente sur éprouvettes lisses ont été réalisés sur le matériau 16MND5 au cours

d’études antérieures réalisées au Laboratoire d’Intégrité des Structures et de Normalisation du CEA sur

une gamme de température s'étalant de -175°C à 25°C [263, 264]. La limite d'élasticité augmente

lorsque la température diminue ou la vitesse de sollicitation augmente. Chapuliot et al [263] proposent

une loi puissance (II.1) pour décrire correctement le comportement du matériau en quasi-statique pour

n’importe quelle température comprise dans la gamme précédente. Dans cette étude, nous utilisons le

lissage proposé par Chapuliot et al [263] qui a été effectué à partir de la virole de cuve dont sont issues

nos éprouvettes. La figure 2.2.a, représentant les courbes expérimentales et lissées, confirme les

bonnes prédictions obtenues avec le lissage proposé :

où

Les paramètres E, , , E’, , K et n sont fonction de la température réduite τ selon (II.2). E, , E’

et K sont données en MPa. n est un exposant sans dimension. Le tableau 2.2.a donne les constantes

utilisées pour déterminer les lois de comportement en traction selon la température.

Tableau 2.2.a : Constantes utilisées pour décrire les courbes de traction

(II.1)

67

Figure 2.2.a : Courbes rationnelles de traction expérimentales (symboles) et modélisées par (II.1)

(traits continus) à différentes températures

D’autres études portant sur des aciers de cuve (16MND5 et 18MND5) ont utilisé une loi puissance de

type Hollomon (II.3) à deux paramètres k et n pour décrire le comportement élasto-plastique du

matériau [4, 6, 267, 268].

où K est une constante et n est le coe_fficient d’écrouissage.

2.3. Propriétés à rupture de l’acier ferritique 16MND5

Des essais de résilience ont été réalisés sur l’acier 16MND5 à partir d’éprouvettes Charpy-V [267,

268]. Au CEA/LISN, des essais de ténacité sur CT25 à différentes températures ont permis de

caractériser la transition fragile-ductile de l’acier 16MND5 (figure 2.3.a) pour une gamme de

température allant de -175°C à 200°C. L’ensemble de la courbe de transition compte plus de 100 essais

issus de trois campagnes expérimentales [263, 264, 269].

Figure 2.3.a : Courbe de transition fragile-ductile mis en évidence par des essais de ténacités sur CT25

[338]

La figure 2.3.a montre un plateau ductile à une ténacité de l’ordre de 330 MPa.m

0.5

[270] et une zone

de transition comprise entre 100°C et 30°C. A 100°C tous les essais amorcent en clivage, alors qu’à

-75°C et -50°C certains essais présentent de la déchirure ductile avant la rupture par clivage. Les essais

réalisés durant cette thèse, sur des éprouvettes CT25 de différentes épaisseurs, permettent de compléter

les campagnes expérimentales de ces études antérieures.

68

2.4. Effet de la vitesse de déformation sur le comportement du matériau

2.4.1. Lois de comportement élasto-viscoplastique

La simulation numérique de la propagation dynamique nécessite d’utiliser des lois constitutives tenant

compte des paramètres ayant une influence sur la déformation du matériau (parmi lesquels se trouvent

la vitesse de déformation plastique) et de la température afin de représenter l’adoucissement thermique

résultant de l’échauffement du matériau [271].

Les lois constitutives peuvent être soit additives, où la contrainte statique s’additionne à une contrainte

due à la viscosité, soit multiplicatives, où la contrainte statique est multiplié par un facteur dépendant

de la vitesse de déformation. Les tableaux 2.4.1.a et 2.4.1.b présentent quelques lois utilisées. Parmi

les lois constitutives, se distinguent les modèles empiriques [272-274] et les modèles physiques

[275-277] qui s’appuient sur des paramètres microscopiques comme la taille des grains, la structure

cristalline ou la structure des dislocations. Les lois empiriques présentent l’avantage d’avoir une

formulation mathématique simple sans variables internes facilitant leur implémentation dans les codes

de calcul. De plus, l’identification de leurs coefficients nécessite peu d’expériences. C’est pourquoi,

les modèles empiriques sont très souvent utilisés. Des lois de comportement plus évoluées proposent

des solutions souvent plus complexes à utiliser, mais fondées sur la physique de la déformation avec

des variables internes représentant alors l’histoire de la déformation et l’état physique du matériau

(taille des grains, densité de dislocations, ...).

Tableau 2.4.1.a : Lois de comportement de type additif prenant en compte la vitesse de déformation

Tableau 2.4.1.b : Lois de comportement de type multiplicatif prenant en compte la vitesse de

déformation

Une loi multiplicative à deux paramètres de Cowper-Symonds a été utilisée dans le cadre de cette

thèse. La loi proposée par Cowper-Symonds [282] en 1957, est l’une des plus simples pour prendre en

compte les effets de la vitesse de déformation. Elle a fait l’objet de nombreuses publications [4-7,

285-287]. Cette loi consiste à multiplier la composante statique par un facteur dépendant de la puissance de

la vitesse de déformation plastique (II.4). Il n’y a pas de dépendance explicite à la température.

69

Des études antérieures sur des aciers 16MND5 et 18MND5 [72, 7] utilisent la loi de

Cowper-Symonds. A partir d’essais réalisés sur une large plage de température (-196°C, -100°C, 20°C et

300°C) et pour des vitesses de déformations comprises entre et , Hajjaj [4] identifie des

paramètres identiques pour l’acier 18MND5 à ceux obtenus par Rossoll [5] sur l’acier 16MND5

. La figure 2.4.1.c montre que l'augmentation de la limite d'élasticité à -196°C est

bien reproduite par le modèle mais l'adoucissement dû à l'échauffement adiabatique de l'éprouvette est

difficilement reproductible. Afin de mieux rendre compte des effets de la température et

d’adoucissement thermique, Prabel [7] apporte deux modifications à la loi originale de

Cowper-Symonds (II.5).

où

D'une part, les coefficients H et m dépendent de la température afin de reproduire au mieux les essais

sur toute la gamme de température étudiée. D'autre part, le coefficient H dépend également de la

déformation inélastique pour mieux reproduire l'effet d'adoucissement thermique sans avoir

explicitement à calculer le champ thermique en pointe de fissure. La figure 2.4.1.d compare le modèle

de Prabel aux résultats expérimentaux à deux températures.

Figure 2.4.1.c : Comparaison du modèle de Cowper-Symonds avec l'expérience sans prise en compte

de l’échauffement adiabatique [4]

70

Afin de modéliser l'essai Charpy, Tanguy [116] identifie également le comportement de l'acier

16MND5 pour des vitesses de déformations s'étalant de à . L'auteur propose

l'utilisation du modèle Double Norton Inverse (II.6) correspondant aux deux mécanismes de

plastification décrits par la figure 2.4.1.e. En effet, l’évolution de la contrainte avec la vitesse de

déformation se caractérise généralement par les deux régimes distincts schématisés. L’auteur utilise

une loi élasto-viscoplastique additive avec quatre paramètres dépendant de la température. La

comparaison du modèle proposé avec les résultats expérimentaux issus d'essais sur barres d’Hopkinson

est présentée sur la figure 2.4.1.f.

où , , et sont des paramètres fonction de la température et traduit le

comportement élastoplastique :

où est la limite d’élasticité du matériau et , , et sont des paramètres permettant de

représenter l’écrouissage du matériau.

Figure 2.4.1.e : Schématisation des deux régimes viscoplastiques [16]

Figure 2.4.1.f : Comparaison entre la loi de comportement et l’expérience de l’évolution de la limite

d'élasticité avec la vitesse de déformation à différentes températures [116]

Dans le document Critère de propagation et d'arrêt de fissure de clivage dans un acier de cuve REP (Page 84-91)