2 Essais de multifissuration en fatigue mécanique uniaxiale . . . 61 2.1 Protocole expérimental . . . 61 2.2 Résultats . . . 63 2.3 Bilan des essais uniaxiaux . . . 79 3 Essais de multifissuration en fatigue mécanique biaxiale . . . 80 3.1 Géométrie d’éprouvette et protocole expérimental . . . 81 3.2 Résultats . . . 86 3.3 Comparaison des résultats uniaxiaux et biaxiaux . . . 89 3.4 Bilan des essais équibiaxiaux . . . 97 4 Loi de multiamorçage de mésofissures en fatigue . . . 102 4.1 Introduction . . . 102 4.2 Principe général et hypothèses . . . 104 4.3 Détermination de la probabilité d’amorcer une fissure dans un grain
de surface . . . 106 4.4 Application au cas des essais uniaxiaux . . . 112 4.5 Conclusion sur la loi d’amorçage analytique proposée . . . 115 5 Conclusion . . . 116
1 Introduction
1.1 Le matériau étudié
L’acier 304L est un acier inoxydable austénitique qui est utilisé pour fabriquer cer-taines canalisations des circuits de refroidissement des centrales nucléaires françaises. Dans cette partie, seuls quelques renseignements principaux concernant ce matériau se-ront rappelés tout en sachant que des descriptions plus précises et exhaustives existent dans la littérature (voir [Lacombe et al., 1990] par exemple).
1.1.1 Composition et microstructure
La désignation complète du matériau est AISI 304L (norme américaine) ou X2CrNi18-09 (norme française), ce qui correspond à un acier à 0,02% de carbone, 18% de chrome et 9% de nickel en masse. La teneur en chrome de cet acier permet de le qualifier d’inoxy-dable et sa teneur en Nickel permet de maintenir une microstructure austénitique (cubique à face centrée) à température ambiante suite à une hypertrempe. La composition précise de cet acier peut varier selon les différentes coulées réalisées industriellement. La princi-pale nuance utilisée pour les essais réalisés dans le cadre de ce rapport porte la référence A26 dans la gestion matière du CEA/SRMA. Elle a été réalisée par la société Thyssen (THY). La microstructure de la nuance A26 est illustrée en Figure 2.1. On peut observer les grains d’austénite dont la taille caractéristique est de 40-50 µm. Cette nuance présente un taux massique de ferrite assez élevé, de l’ordre de 4 à 5%. On observe la ferrite sous forme de bandes noires sur la Figure 2.1. Il s’agit de ferrite δ résiduelle dont les grains ont conservé une forme de plaque suite au laminage de la tôle. Les essais de fatigue que nous avons réalisés n’ont pas mis en évidence un quelconque impact de la présence de cette ferrite sur le comportement du matériau ou sur l’évolution de l’endommagement (amor-çage des fissures par exemple). Lors des essais biaxiaux un acier inoxydable 304L issu d’une coulée Creusot Loire Industrie (CLI) (code 943 dans la gestion matière SRMA) a également été utilisé. Cette nuance, dont le comportement en fatigue reste très proche de la nuance THY, présente une dimension caractéristique de microstructure plus importante (≈ 120 µm) et ne présente pas de ferrite résiduelle.
1.1.2 Comportement en fatigue du matériau
Plusieurs campagnes d’essais de fatigue mécanique uniaxiale ont déjà été réalisées sur l’acier inoxydable austénitique 304L dont plusieurs au CEA/SRMA [Mottot et No-blecourt, 2001, 2002; Vincent et Chaise, 2010], ce qui permet d’avoir une bonne idée du comportement en fatigue du matériau à température ambiante, à haute température, en fatigue oligocyclique et en Fatigue à Grand Nombre de Cycles (FGNC).
Il existe des variations de comportement et de tenue en fatigue entre différentes cou-lées de 304L. Toutefois, hormis quelques cas spécifiques, ces différences restent faibles
Figure 2.1 : Observation au microscope optique de la microstructure de l’acier 304L nuance A26.
lorsque l’on représente les résultats d’essais de fatigue dans un graphe amplitude de dé-formation fonction du nombre de cycles à rupture. La Figure 2.2 présente une compilation de plusieurs résultats de fatigue obtenus pour différentes nuances de 304L et à différentes températures. A première vue, il semble y avoir peu d’influence de la température sur le comportement en fatigue dans ce mode de représentation.
Figure 2.2 : Courbe de fatigue pour l’acier 304L (compilation de résultats pour 3 types de 304L et pour différentes températures).
impossible à partir des résultats d’essais existants d’obtenir des données comparables à ceux d’un modèle d’amorçage de microfissures. Par exemple dans le cadre de son modèle d’endommagement par fatigue thermique, Malésys [2009] identifie une loi d’amorçage de fissures en utilisant des résultats à l’endurance (disponibles dans les bases de don-nées actuelles) associés à une hypothèse de maillon faible. Cependant, il est impossible de s’assurer que les prévisions obtenues en termes de densités de fissures amorcées sont proches de la réalité pour des chargements éloignés de l’endurance. Enfin, sans informa-tion sur les nombres de cycles à l’amorçage des fissures, il est également impossible de comparer les résultats de fatigue mécanique et ceux de fatigue thermique, puisque ces derniers ne donnent accès qu’à des nombres de cycles à l’amorçage (dans la plupart des cas d’essais de fatigue thermique les fissures amorcées ne propagent pas jusqu’à rompre les échantillons).
De nouveaux essais de fatigue uniaxiaux ont donc été menés pendant cette thèse. L’objectif de ces essais était de compléter les bases de données existantes en obtenant des informations quantifiables sur le multiamorçage des fissures par utilisation de la technique de CIN (chapitre 1). Cela permettra notamment d’identifier une loi de multiamorçage qui sera présentée en fin de chapitre.
Une des particularités du matériau de notre étude est qu’il est difficile de faire l’équi-valence contrainte/déformation du fait de son comportement cyclique assez complexe. La courbe présentée en Figure 2.3 montre l’évolution de l’amplitude de contrainte pour des essais à déformation imposée. Le comportement cyclique présente 3 phases : une pre-mière phase classique de durcissement cyclique suivie d’un adoucissement cyclique et enfin d’une nouvelle phase d’augmentation de la contrainte qui traduit un durcissement cyclique secondaire jusqu’à rupture de l’éprouvette ou arrêt de l’essai. Ce comportement particulier est observé en température de service (320◦C) et à température ambiante même si les origines physiques d’un tel comportement sont a priori de nature différente en fonc-tion de la température (mise en place d’une microstructure de dislocafonc-tion particulière appelée Corduroy [Gerland et al., 1997] à haute température et transformation martensi-tique progressive à température ambiante). Il est à noter que, selon la coulée de 304L, les niveaux de durcissement secondaire peuvent être très différents, ce qui a une incidence sur la durée de vie en fatigue pour les chargements de type FGNC. La nuance CLI utilisée lors des essais biaxiaux est par exemple moins sensible au durcissement secondaire que la nuance principale utilisée pour les essais uniaxiaux et biaxiaux (THY) (Figure 2.3). 1.1.3 Sensibilité à la fatigue thermique
L’acier 304L est un acier austénitique particulièrement sensible au phénomène de fa-tigue thermique. En effet cet acier possède un fort coefficient de dilatation thermique (18 × 10−6 K−1) et une faible conductivité thermique (19 W m−1K−1), autrement dit un choc thermique local restera confiné et produira une forte dilatation locale à l’origine de forts niveaux de contrainte.
De plus, au-delà de cette sensibilité naturelle, tous les essais réalisés au CEA ont mon-tré que les chargements thermiques étaient plus endommageants en comparaison des
char-Figure 2.3 : Evolution de l’amplitude de contrainte au cours d’essais de fatigue sur 2 nuances d’acier inoxydable austénitique de type 304L (THY et CLI), à 20◦C et à 300◦C
pour des essais à déformation imposée [Poncelet et al., 2010a].
gements de fatigue mécanique en déformation imposée du moins en se basant sur l’uti-lisation de critères de dimensionnement classiques dans l’industrie du nucléaire (codes de dimensionnement RCC-M, RCC-MR). Ainsi Fissolo et al. [2009] comparent les du-rées de vie obtenues pour une même variation de déformation équivalente au sens de von Mises entre des essais de fatigue thermique et des essais de fatigue mécanique uniaxiale (cf. Figure 2.4). Ils constatent alors un écart très important entre les deux courbes. Afin de pouvoir réaliser cette comparaison, il est nécessaire dans le cas des essais de fatigue thermique de réaliser des calculs de structure thermomécaniques pour obtenir cette va-riation de déformation équivalente à partir du chargement thermique imposé. Même s’il existe une incertitude sur les chargements mécaniques équivalents obtenus par ces calculs thermomécaniques, l’écart est tout de même suffisant pour penser qu’un effet lié au char-gement thermique aggrave l’endommachar-gement constaté en fatigue mécanique uniaxiale.
Etant donné que l’effet de température semble être faible (cf. Figure 2.2), cet effet ag-gravant peut avoir plusieurs causes comme la biaxialité souvent considérée comme plus endommageante que le chargement uniaxial [Sakane et al., 1991] ou l’effet de contrainte moyenne. Il a déjà été montré en fatigue uniaxiale que la contrainte moyenne avait un im-pact très important sur la durée de vie [Vincent et Chaise, 2010]. En fatigue thermique, des chocs froids sur un massif chaud entraînent une contrainte moyenne positive susceptible d’accélérer l’endommagement du matériau. Cependant, l’acier 304L présente la particu-larité de se déformer plastiquement y compris pour de faibles amplitudes de chargement ce qui tend à relaxer cycliquement cette contrainte moyenne lors d’essais de fatigue ther-mique (où le chargement s’apparente à une déformation imposée). Des premières estima-tions de l’évolution de cette contrainte moyenne au cours des cycles de fatigue thermique ont été réalisées récemment par Fissolo (DEN/DM2S/SEMT) et il ressort de cette étude
Figure 2.4 : Comparaison des durées de vie en fatigue thermique (essais SPLASH et FAT3D) et en fatigue mécanique uniaxiale [Fissolo et al., 2009].
que la contrainte moyenne est trop faible pour expliquer à elle seule l’écart observé sur la Figure 2.4. Cette constatation a motivé la réalisation d’essais mécaniques biaxiaux durant la thèse en plus des essais uniaxiaux.
Deux types d’essais mécaniques biaxiaux ont récemment été réalisés sur des éprou-vettes en croix [Poncelet et al., 2010a]. Les premiers consistaient à imposer une amplitude d’effort cyclique identique sur les deux bras des éprouvettes (essais ETT) et dans les se-conds un axe d’éprouvette était maintenu sous une force constante pendant que l’autre direction était soumise à un chargement cyclique (essais NP). Les résultats obtenus lors de cette étude montrent un effet aggravant important de ces chargements multiaxiaux sur la durée de vie par rapport aux résultats uniaxiaux (cf. Figure 2.5). Toutefois, dans les deux cas de chargement mécanique testés, les variations d’effort étaient imposées sans repasser en compression (de peur de faire flamber les éprouvettes) ce qui revient à impo-ser une forte contrainte moyenne aux échantillons. Sachant qu’une contrainte moyenne de traction peut conduire à une forte reduction de durée de vie, il n’est donc pas possible avec ces seuls résultats d’essai d’évaluer le seul effet de la biaxialité du chargement sur le comportement en fatigue du matériau. Il était donc intéressant pendant la thèse de mener de nouveaux essais en fatigue purement équibiaxiale et sans contrainte moyenne afin de compléter ces premiers résultats.