Je remercie également toutes les personnes, à Moret-sur-Loing et à Metz, qui m'ont donné l'opportunité de m'intégrer facilement dans mon lieu de travail et de me sentir un peu chez moi ici et là. Merci également à Georges Cailletaud et Bernard Marini d'avoir pu et voulu donner un peu de leur temps pour participer au jury.
Contexte industriel
Enjeux
Démarche Proposée
L’acier 16MND5 : une microstructure bainitique revenue
Ces carbures atteignent des tailles plus grandes que les carbures formés dans la ferrite [Carassou, 1999] (Figure II.5). Lors de la croissance des lattes de ferrite (voir II.1.1.b)), les relations d'orientation entre la ferrite formée (α) et le vieux grain austénitique (γ) sont décrites par les relations de Kurdjumov-Sachs (K-S) ou Nishiyama-Wassermann (N-W), qui est rappelé dans l’équation 2.2 [Kelly, 1992].
Comportement de l’acier 16MND5
Il semble difficile de distinguer les anciens joints de grains austénitiques des joints formés entre les faisceaux de fils de ferrite du point de vue de la désorientation. Une forte augmentation de la limite d'élasticité avec la température est observée pour des températures inférieures à 0◦C.
Caractéristiques mécaniques des constituants
Les travaux de Taoka et al. montre la dépendance de la scission critique résolue par rapport à la température (Figure II.13.a), avec une distinction claire entre la scission critique des systèmes de glissement {110} et {112} }. Les courbes de la figure II.14 montrent clairement l'importance d'activer un ou plusieurs systèmes.
Contribution à la caractérisation de la microstructure
Répartition des carbures
Les deux zones A et B sont les mêmes que celles des observations reportées sur les figures II.18 et II.21. Il est donc fréquent d'observer plus de carbures qu'on n'en obtiendrait en "coupant" le matériau, ce qui fausse la mesure de la fraction surfacique, et donc la détermination de la fraction volumique.
Morphologie de la phase ferritique
Deux processus de post-traitement d'image ont été utilisés. a) Cartographie avec visualisation standard de la figure des pôles inverses (IPF) des orientations (les désorientations supérieures à 10◦ sont représentées en noir) - [légende d)]. Une représentation de la texture dérivée d'une carte EBSD étendue (750x600 µm2) confirme cette hypothèse (voir Figure II.23).
Représentation synthétique de la microstructure
Machine de traction in–situ
Des éprouvettes de type B, d'une largeur de zone utile de 1 mm, sont utilisées pour la cartographie EBSD et les essais de traction in situ associés afin de limiter la zone à cartographier et de s'assurer que les phénomènes à étudier (déformation plastique ou fracture). Le rôle principal du double déport est de garantir que les bords de la zone utile ne soient pas trop éloignés de la glacière.
Description des essais réalisés
Analyse de contraintes par DRX
La direction φ=0◦ représente la direction de détermination des contraintes (ici la direction de l'attraction). La répartition des contraintes au sein de la phase ferritique en décharge qui est caractérisée par l'oscillation de la courbe εφψ= f(sin2ψ).
Observations des hétérogénéités à basses températures
Observations réalisées in–situ
Cependant, l’effet de l’orientation de la matrice ferritique reste le facteur le plus influent en termes de temps d’entrée en plasticité. Dans les zones marquées (4) de la figure III.5, la tendance des lignes de glissement peut être clairement distinguée.
Observations au MEB-FEG d’éprouvettes post–mortem
Dans la zone A, de fortes hétérogénéités de déformation peuvent être discernées au niveau des jonctions de faisceaux fortement désorientés (5), tandis que beaucoup plus sont observées dans la zone B. Les jonctions de désorientation relativement faible ne semblent pas créer de réelles barrières au transfert de plasticité entre liasses. La zone E de la figure III.8 contient des joints de grains présentant différents degrés de désorientation.
Effets “composite” et “polycristal”
Les zones C et D montrent l'importance des joints de grains où se situent de forts gradients de déformation. Malgré le critère différent, on observe dans la zone C une densité de joints de grains plus élevée et donc une déformation plus homogène, sans forte localisation, que dans la zone D, constituée de grains plus gros qui permettent le développement d'une localisation de déformation étendue. (6). b) Adéquation des informations désorientantes.
Hétérogénéités de contraintes quantifiées par DRX
Répartition des contraintes entre les phases : essais de traction in–situ et DRX 59
Elles sont dues à des contraintes hétérogènes provoquées par les différentes orientations cristallographiques de la ferrite. La figure III.13 présente les résultats de contraintes résiduelles de la ferrite dans le sens de la traction.
Introduction : les échelles inférieures
Enfin, la comparaison avec l'expérience garantit qu'au-delà de la complexité de l'approche de modélisation, le comportement macroscopique et l'effet « composite » sont bien reproduits. L'approche originale permet également de s'assurer que l'effet « polycristallin » représenté par les fluctuations des courbes εφψ = f(sin2ψ)) et représentatif des hétérogénéités de contraintes intergranulaires présentes dans la ferrite est bien reproduit. L'effet de la nano-indentation peut ainsi être étudié sur un intervalle de temps plus long et à une plus grande échelle qu'auparavant [Fivel et al., 1998].
Élasticité
Son utilisation permet notamment de mieux décrire la rotation du réseau cristallin [Tabourot, 1992], et devient indispensable pour les niveaux de déformation élevés (étude du dimensionnement prenant en compte par exemple la plasticité du cristal).
Composante anélastique de la déformation
Rappelons que si les aspects microscopiques de la déformation plastique des CFC par glissement plastique sont relativement bien connus, ce n'est pas le cas des CC. Ceci a déjà été largement rapporté dans la littérature et s'est avéré approprié pour une approche micromécanique de la déformation plastique du CC. L’enjeu est clairement d’utiliser une loi phénoménologique pour décrire l’évolution du glissement et donc de la déformation plastique en fonction de la rupture imposée et de l’histoire de déformation du matériau.
Description de la plasticité cristalline
Cette approche présente l’avantage de ne pas dépendre du taux de chargement, contrairement aux approches à faible viscosité qui seront introduites ultérieurement1. L'introduction de la viscosité dans l'écriture du problème n'a pas le caractère nécessaire pour décrire un quelconque phénomène physique dans la modélisation qui nous concerne (et certainement pas un caractère visqueux du matériau aux températures et vitesses des exigences obtenues). Utiliser une méthode. d'intégration de type Runge-Kutta [Press, 1992], ou d'une formulation implicite, on obtient une augmentation de la vitesse de calcul d'un facteur 50 pour une charge monotone [Lorrain, 2005], ce qui montre une bonne économie numérique. moyens autorisés par l'introduction d'une faible viscosité.
Description de l’écrouissage
Aussi, la manière de traduire les phénomènes d'écrouissage est différente dans la littérature, certains auteurs introduisent un écart critique qui dépend linéairement du glissement cumulé [Lipinski, 1992, Pesci, 2004], tandis que la saturation de l'augmentation de l'écart critique peut être réalisé grâce à la loi exponentielle [Cailletaud, 1988, Méric et Cailletaud, 1991]. Rappelons que l'écrouissage cinématique entraîne macroscopiquement un déplacement de la surface plastique dans le référentiel de contraintes principal. Ceci malgré les phénomènes d’interactions entre systèmes moins connus et dépendants de la température pour le CC.
Les méthodes d’homogénéisation
- Le passage micro-macro : une prise en compte des microstructures
- Notions fondamentales - notations
- Modèles de transition d’échelles analytiques
- Le calcul de microstructures par éléments finis
Les premiers modèles simples ont été proposés dans le cas du problème de déformation élastoplastique des polycristaux. Les modèles analytiques de transition à l'échelle permettent de prendre en compte dans une certaine mesure la morphologie des phases à travers les tenseurs d'influence d'Eshelby. Polycristaux Des travaux visant à considérer la morphologie de la microstructure de l'acier des réservoirs ont été réalisés dans [Sekfali, 2004].
Choix des modèles et hypothèses
- La stratégie de modélisation : une approche multi-échelle
- Le monocristal de ferrite
- Le composite ferrite-cémentite
- L’agrégat polycristallin
- La procédure d’identification et d’optimisation des paramètres
Nous décrivons ici les raisons qui ont guidé les choix de modélisation ferrite. a) Plasticité. Nous vérifierons lors de la phase d'optimisation des paramètres que la valeur de cette fraction volumique obtenue reste raisonnable. Les paramètres de viscosité de la loi de glissement ont été déterminés (voir annexe A-IV.2) afin de minimiser l'effet visqueux, ce qui donne K = 5 et n = 12.
Identification du comportement : validation des résultats
Modélisation de l’effet "Composite"
On voit clairement sur la figure IV.18 que des hétérogénéités de déformations importantes sont observables dans le noyau. La figure IV.20 présente l'évolution des charges par phase pour le modèle enβ et moyennées par phase pour le calcul EF. Pression dans les phases : La figure IV.23 présente les résultats en termes de pression moyenne par phase pour le calcul EF, et pour le modèle enβ.
Modélisation à l’échelle de l’agrégat
Comparaison avec la DRX, validation de la représentation de l’effet
La profondeur de pénétration des rayons X est de l'ordre d'une dizaine de microns (soit la couche de grains). Les choix de modélisation conduisent à une représentation très adéquate de l’état de contrainte local dans la phase ferrite. Une étude micromécanique de l'influence de la présence d'amas d'inclusions sur la transition fracture-ductile des aciers nucléaires.
Approche globale et locale de la rupture dans la région de transition fragile-ductile des aciers faiblement alliés. La deuxième partie présente une modélisation à l'échelle micromécanique de la rupture fragile de l'acier des réservoirs.
Étude bibliographique
Mécanismes et explications de la rupture fragile par clivage
Ici c'est un empilement de dislocations sur une barrière (particules de seconde phase, joints de grains) qui crée un champ de contraintes associé et provoque le clivage de la barrière ou de la matrice qui l'entoure. Une fois l'étape de nucléation terminée, une fissure peut donc se propager sous contrainte décroissante. La question de l’entité microstructurale qui contrôle la propagation de la fracture par clivage s’ajoute dans le cas de microstructures complexes.
Revue des études sur la rupture par clivage des aciers
Modélisations de la rupture par clivage, les approches statistiques
Taille des grains : Comme pour la température, l’effet de la taille des grains sur l’échec de la ségrégation est multiple. Validité du modèle Beremin dans le cas de la description de la rupture de l'acier d'une cuve. La température affecte la probabilité de rupture via la composante γp de l'énergie de surface effective.
Alors la probabilité de rupture cumulée s’écrit en fonction de la distance X du front de fissure :. 5.48). La plupart des modèles présentés pour remédier aux défaillances locales ont en commun de découler de l’hypothèse du maillon faible.
Une approche locale à l’échelle microscopique
- Mise en place du problème
- Méthodologie de traitement des simulations : obtention d’une probabilité
- Comparaison de l’allure de la probabilité avec celle de l’approche de Beremin201
- Comparaison de la démarche utilisée avec des données expérimentales
- Effet du chargement sur les paramètres de Weibull
- Discussion
De plus, le module développé permet également le calcul des trois principales contraintes macroscopiques sur V0 à la rupture. On nommera alors la probabilité de rupture associée en l'associant au nom de la variable considérée (par exemple, Pr(rrupt)). Les résultats obtenus par la modélisation Beremin sont comparés à l'expression de la contrainte de Weibull donnée dans l'équation 5.26.
Perspectives
Caractérisation expérimentale
Modélisation du comportement
Modélisation de la rupture
II.1 Microscopie électronique et EBSD
II.1.1 EBSD (Electron Back-Scattered Diffraction)
II.1.2 Images MEB-FEG
II.2 La diffraction des Rayons X
II.2.1 Principes de base
II.2.2 Méthode des sin 2 ψ : détermination de la contrainte macroscopique dans
II.2.3 Méthode des Blocs De Cristaux (BDC), détermination des contraintes par
II.3 Difficultés expérimentales liées à la machine de traction in–situ - étalonnage
III
Il comprend des explications très similaires de l'effet de la taille des grains sur la ténacité, largement inspirées des travaux déjà cités.
III.2 Les conditions aux limites en calcul de microstructure
III.2.1 Conditions aux limites périodiques (CLP)
III.2.2 Déformation Homogène au Contour (DHC)
III.2.3 Contrainte homogène au contour (CHC)
III.2.4 Effet des CAL
IV
Déformation dans le sens de la traction. e) illustration du maillage utilisé pour visualiser les champs mécaniques. La représentation de la contrainte de von Mises équivalente au sein de la phase ferrite avec la même échelle que sur la figure IV.27.b confirme les aspects mentionnés ci-dessus. Ainsi, l'effet de la triaxialité locale a été étudié sur l'échelle de fracture et de décohésion des carbures [Kroon et Faleskog, 2005].
Ce sont donc les premiers travaux à rapporter la nécessité d’un traitement des fissures de clivage en utilisant une approche statistique.
IV.2 Équivalence entre élastoplasticité et élasto-viscoplasticité
IV.3 Ecrouissage
IV.3.1 Choix de la formulation isotrope
IV.3.2 Forme de la matrice d’écrouissage
IV.3.3 Implémentation dans le code de calcul
V
