Texture l’acier 316L suivant la direction de mesure [13]

1.4.1 Microstructure

Selon les nuances d’acier et les coulées, les caractéristiques microstructurales varient. Tout d’abord, en termes de taille de grain, la valeur moyenne est d’environ 50 µm, avec certaines nuances en fonction des alliages :

– 304L : 50 µm avec un écart type de 25 µm

– 316L : 50 µm (30 µm en tenant compte des grains maclés)

– 316LN : 100 µm (50 µm en tenant compte des grains maclés), avec un écart type de l’ordre de 30 µm

Les grains sont généralement équiaxes, mais présentent une légère élongation (d’environ 20 %) dans le sens du laminage [132].

La coulée d’acier 316L SPH étudiée par M. Mineur [13] présente une texture cristalline dont les principales caractéristiques sont répertoriées dans le tableau1.5. Ce tableau donne le pourcentage de grains correspondant à différentes familles d’orientations suivant les directions de caractérisation : sens de laminage (L), travers long (TL) et travers court (TC). On regroupe dans une famille de direction nominale {hkl}, les grains dont la désorientation avec cette direction nominale {hkl} est inférieure à 15°. Le procédé de laminage entraîne une répartition différente de la proportion des grains {111} et {110} entre les directions L et TC. Ceci représente un paramètre intéressant à prendre en compte pour une modélisation fine de la microstructure. Cette observation n’est cependant pas identique pour l’acier 316LN, qui est très peu texturé. Dans le cas d’attribution aléatoire d’orientation cristallographique aux grains, il serait également intéressant de comparer les résultats avec ou sans texture cristalline.

Les aciers de type 316L présentent aussi une forte proportion de macles. En effet, environ 50 % des grains sont maclés pour la coulée étudiée par Mineur [13], 40 % dans le cas de la coulée de 316LN du projet AFGRAP [131]. Cette particularité peut avoir un effet non négligeable sur la durée de vie du matériau car les joints de macles représentent des sites de glissements faciles. L’amorçage de fissures de fatigue y est plus propice, surtout en fatigue HCF [13].

La distribution de désorientation entre les grains diffère nettement de celle d’un matériau parfaitement non texturé calculée par Mackenzie (cf. figure 1.21). La forte concentration des désorientations vers 60° vient des macles qui, comme précisé précédemment, sont massivement présentes dans ce matériau. En excluant les macles, la texture de désorientation se rapproche beaucoup plus d’un matériau non texturé.

Fig. 1.21 – Distribution des désorientations pour le 316L et pour un matériau non texturé [13].

1.4.2 Comportement macroscopique et effet mémoire

Dans les années 80, de multiples études portant sur le comportement de l’acier 316L sous chargement cyclique et complexe ont été menées [133, 134]. Cet acier a la particularité de présenter un durcissement cyclique et un effet mémoire très importants (cf. figure 1.23c). En effet, la faible énergie de fautes d’empilement (SFE16_{) du 316L limite l’apparition du glissement}

dévié et confère à cet acier un effet mémoire caractéristique.

Pour les matériaux à haute SFE comme l’aluminium, sous de fortes déformations plastiques, le glissement dévié peut survenir et des structures de dislocations de type cellule ou labyrinthe apparaissent (cf. figure 1.22). C’est le cas lors d’un pré-écrouissage qui s’accompagne d’un durcissement du matériau. Si l’on soumet ensuite le matériau à un chargement cyclique, ces cellules se réorganisent puis s’effacent, ce qui occasionne un adoucissement. Le matériau finit par retrouver le même état de durcissement que s’il n’avait pas été pré-écroui (cf. figure1.23a). Il y a donc absence d’effet mémoire.

Dans le cas des matériaux à faible SFE, le pré-écrouissage forme essentiellement des arran- gements planaires et peu de PSB, veines et cellules. Ces structures planaires sont difficiles à réorganiser sous chargement cyclique avec peu de glissement dévié, l’adoucissement résultant est donc limité. Le matériau conserve une histoire du chargement et reste dans un état de durcissement supérieur au cas non écroui (cf. figure 1.23b).

Cailletaud et al. [135] ont procédé à des essais à chargements cycliques multiaxiaux com- plexes (chargement non proportionnels, hors phase, à différents niveaux de déformation succes- sifs...) sur l’acier 316L. Le durcissement du matériau est en partie évanescent. Ils ont mis en évidence une forte augmentation du durcissement et de l’effet mémoire dès lors que le charge- ment devient non proportionnel. Nouailhas et al. [17] ont proposé un modèle de comportement macroscopique capable de rendre compte de l’effet mémoire et l’ont confronté à des résultats d’essais sur l’acier 316L à différents états d’écrouissage (trempé, forgé, laminé...). En se basant sur un modèle de type Chaboche et en instaurant une nouvelle variable interne qui conserve l’histoire du matériau, un effet mémoire est simulé. Une partie de cet effet mémoire, corres- pondant au maclage, est irréversible. Avec cette modification, on peut reproduire l’évanescence partielle du durcissement résultant de trajets de chargements complexes.

Doquet a effectué des essais cycliques sur l’acier austénitique 304L en présence de diffé- rents types de pré-écrouissage (monotone, cyclique, contrainte ou déformation moyenne...) [136].

S

ta

ck

in

g

fa

u

lt

en

er

g

y

lo

g

γ

log N

∆ε

10

10

Cell

structures

Mixed structures

Planar structures

PSB & veins

Fig. 1.22 – Structures de dislocations rencontrées suivant l’énergie de fautes d’empilement et le niveau de sollicitation [14]. σ ∆σ/2 εp ∆εp_/2 prehardened clean

(a) Sans effet mémoire

σ ∆σ/2 prehardened clean εp ∆εp_/2

(b) Avec effet mémoire (c) 316L

Fig. 1.23 – Courbes d’écrouissage monotones (en pointillés) et cycliques (en continu) pour un matériau (a) sans effet mémoire et (b) avec effet mémoire. Les courbes noires correspondent aux essais sans pré-écrouissage et les grises avec pré-écrouissage [15,16]. (c) Effet de différents écrouissages sur l’acier 316L, d’après Nouailhas et al. [17].

(a) (b)

Fig. 1.24 – État de surface de l’éprouvette axisymétrique après pré-écrouissage à 14 % : (a) vue globale de l’éprouvette, (b) zoom mettant en évidence l’état de surface induit par le pré-écrouissage.

Ceux-ci ont révélé une diminution de la durée de vie en fatigue dépendant du type de pré- écrouissage et du niveau de contrainte moyenne. Le Pécheur a aussi étudié expérimentalement l’effet d’un pré-écrouissage sur les résultats en fatigue pour l’acier 304L (coulée CLI) [18]. L’ap- plication d’un pré-écrouissage monotone produit un état de surface rugueux qui rend plus vulnérables les éprouvettes. La figure 1.24 rend compte de cet état de surface induit par un pré-écrouissage à 14 % de déformation. Afin de s’astreindre de cette rugosité de surface induite, un polissage est appliqué sur l’éprouvette. Pour cela, une épaisseur de 100 µm est retirée de la surface de l’éprouvette. Des essais cycliques à différentes amplitudes de déformation totale ont été effectués sur trois types d’éprouvettes :

– vierges

– pré-écrouies à 14 % de déformation monotone

– pré-écrouies à 14 % de déformation monotone puis repolies

Les nombres de cycles à rupture en fonction de l’amplitude de déformation totale imposée pour les trois types d’éprouvette sont reportés en figure 1.25. Le pré-écrouissage de 14 % a un effet néfaste à toutes les amplitudes en termes de durée de vie. Cet effet est rattrapé par le polissage mais cela est significatif uniquement à faible amplitude de sollicitation. On peut noter que ces premiers résultats confortent l’idée que l’initiation des MSC au niveau des extrusions est due aux PSB en surface des composants. Néanmoins, ces résultats nécessitent d’être complétés par des essais complémentaires. En effet, la dispersion des résultats rencontrée en fatigue HCF suggère de baser les conclusions sur un échantillon de résultats représentatifs.

1.4.3 État de surface

Un facteur très important dans la durée de vie des pièces mécaniques est l’état de surface, c’est encore plus prononcé en condition HCF. Les singularités géométriques émanant du relief, les contraintes résiduelles, l’état d’écrouissage et même la recristallisation des grains induite par l’usinage entrent en jeu. De manière générale, durcir le matériau en surface permet de limiter l’émergence des PSB en surface, donc de retarder l’amorçage. Mais cela a deux inconvénients : cela peut induire une rugosité de surface, synonyme de localisation de plasticité accrue, et favo- riser la propagation des fissures, une fois amorcées sous la couche affectée par le pré-écrouissage.

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

10

₁₀

₁₀

₁₀

∆

ε/

2

[%

]

Number of cycles to fracture N

Clean

Prehardened

Prehardened and polished

Fig. 1.25 – Nombres de cycles à rupture Nf obtenus pour des éprouvettes d’acier 304L vierges, pré-écrouies et repolies après pré-écrouissage, d’après Le Pécheur [18] complété par des essais menés à EDF R&D.

Il existe toute une littérature pour caractériser un profil de rugosité. Les coefficients Rt, Rm, Ra et Rq sont les principaux. Ils représentent respectivement la rugosité totale, la profondeur moyenne, l’amplitude moyenne et l’écart type des hauteurs. Leur définition est donnée pour un profil discret hi contenant N points d’une part, et pour un profil continu y(x) de longueur L d’autre part.                            Rt = max

i (hi) − mini (hi) = maxx∈[0;L](y(x)) − minx∈[0;L](y(x)

Rm = 1 N X i hi = 1 L Z L 0 ydx Ra = 1 N X i |hi− Rm| = 1 L Z L 0 |y − Rm| dx Rq = 1 N X i (hi− Rm)2 = 1 L Z L 0 (y − Rm) 2_dx (1.68) p

Rq représente la courbure moyenne des sommets de aspérités.

Lee et al. ont procédé a des essais de fatigue sur l’acier 304L, sous vide, à température ambiante, à une amplitude de ∆ε/2 = 2 % et avec différentes rugosités de surface [137]. Dans ces conditions, lorsque le facteur Rq est décuplé, le nombre de cycles à l’amorçage est divisé par deux.

Petitjean a étudié expérimentalement l’influence de l’état de surface et a mis en évidence le rôle significatif de la rugosité et de l’écrouissage de surface sur les durées de vie de l’acier 304L en fatigue HCF [138]. Cette influence est accrue dans le cas d’essais à contrainte moyenne positive. Par des tests de microdureté Vickers effectués en surface et à différentes profondeurs, un gradient de dureté a été mis en évidence. Le rapport de dureté entre la surface et le cœur du composant est proche de 2 selon les traitements de surface.

Le Pécheur a étudié deux états de surface :

– brut, correspondant à l’état de surface du RRA et présentant des arrachements de matière ; – brossé, moins marqué avec des singularités géométriques plus fines.

Rugosité Microdureté Vickers

Profil Rt Ra Rq Surface 250 µm de profondeur Brut 61,3 µm 11,1 µm 14,1 µm 300–450 Hv 150–200 Hv Brossé 14,3 µm 1,88 µm 2,38 µm 300 Hv 100 Hv