MECANISMES ET MODELES DE FATIGUE

Dans cette partie, différents mécanismes et modèles permettant de décrire les étapes de l’endommagement en fatigue sont présentés. Une partie de ces modèles sera utilisée par la suite pour décrire le comportement en fatigue de l’alliage 718. L’amorçage sera tout d’abord traité en distinguant les amorçages en stade I, et ceux sur hétérogénéités. Cette première partie est suivie de la présentation de deux modèles de propagation adaptés au comportement de petites fissures. L’amorçage et la propagation traités, une troisième partie présentera différents modèles de durée de vie déterministes puis probabilistes. Une dernière partie fera un point sur différentes approches de la coalescence, à la fois au niveau des vitesses de propagation des fissures, mais aussi dans des modèles de durée de vie. Pour le premier cas, la localisation de la déformation conduit à la formation de reliefs de surface (c. f. figure 71). Ces reliefs se comportent comme des micro-entailles. C’est l’effet d’entaille qui est à l’origine de l’amorçage des fissures. Le second cas prend en compte les interactions entre dislocations. Lors de la sollicitation, deux dislocations coin de signes opposés peuvent se retrouver à une distance inférieure à la distance critique d’interaction. Il y a, dans ce cas, formation d’une lacune. L’interaction de deux dislocations vis conduit, quant à elle, à un glissement dévié. L’augmentation du nombre de défauts ponctuels dans les bandes de glissement lors de la sollicitation conduit à une irréversibilité de la déformation plastique. Cette accumulation de défauts ponctuels est à l’origine des amorçages de fissures en fatigue. Enfin, l’interface bandes de glissement persistantes / matrice est une zone à fort gradient de densité de dislocations. Le gradient de propriétés entre une matrice « à faible densité de dislocations » et les bandes de glissements « à forte densité de dislocations » est dans ce cas à l’origine de l’amorçage à cet interface. La figure 72 illustre ce cas de figure.

Ces dernières années, le développement de la microscopie à force atomique (AFM), a permis la mesure des cinétiques de formation de ces reliefs surfaciques. Dans ce type de mesures, un soin tout particulier doit être porté à la préparation des échantillons. En effet, il faut absolument éviter de générer les bandes de glissement lors de la préparation des éprouvettes. Celles-ci doivent être polies électro-chimiquement afin qu’aucun écrouissage ne soit dû à l’usinage et au polissage des éprouvettes. Lorsque ces précautions sont respectées, cette technique donne des indications précieuses. De plus en plus d’études de l’amorçage des fissures en fatigue font appel à ce type de mesures. On peut citer par exemple Cretegny et Saxena [Cret01], Harvey & al. [Harvey94], [Gerb98] pour le titane, Villechaise [Ville02] sur de l’acier inoxydable, et Risbet & al. [Risbet03] pour le Waspaloy. Des indications précises sur les géométries et cinétiques de formation des bandes d’extrusion peuvent alors être obtenues. Couplée à des mesures cristallographiques locales par EBSD ou MET, cette technique permet l’identification des mécanismes mis en jeu. La figure 73 présente les résultats obtenus sur l’acier inoxydable ainsi que les schémas simplifiés de formation des bandes d’extrusion.

Modèles d’amorçage en Stade I

Actuellement, un grand nombre de modèles proposés dans la littérature sont issus du modèle de Tanaka et Mura [Tana81]. Comme ceci est montré schématiquement à la figure 74, ce modèle s’applique strictement à un amorçage pour lequel le cisaillement est parallèle à la surface. Ce modèle est basé sur un critère énergétique et repose sur la théorie des dislocations. L’amorçage se produit lorsqu’un grain a cumulé par empilement de dislocations une énergie supérieure à une valeur critique. Il considère un empilement de dislocations coin de vecteur de On considérera ici les empilements répartis périodiquement dans la direction perpendiculaire au plan de glissement avec une période l. On considèrera cette distance entre plan de glissement suffisamment grande pour que les interactions entre les différents plans puissent être négligées. La valeur moyenne du glissement plastique est de la forme: D’autres modèles utilisent les mesures effectuées par AFM pour traiter les intrusions et extrusions comme des singularités géométriques [Harv94] ; [Gerb98]. Dans ce cas, il faut décrire à partir des mesures expérimentales l’évolution des paramètres géométriques : la hauteur de marche, cumLe nombre de cycles à l’amorçage est défini comme étant le nombre de cycles nécessaire pour former une singularité géométrique permettant de dépasser le seuil de non propagation de fissure. Le nombre de cycles à l’amorçage en Stade I est, dans leur cas, de la forme : Ces différents modèles d’amorçage en Stade I ne permettent pas de prendre en compte le phénomène de réversibilité de la déformation plastique. Or la plus grande partie de l’énergie plastique n’est pas bloquée dans le matériau. La figure 77 illustre ce phénomène d’irréversibilité pour le cas du Waspaloy à température ambiante. La formation des bandes d’intrusion et d’extrusion n’est pas un phénomène progressif comme le montre la figure 77.a. Ces observations sont cohérentes avec les résultats de calculs par dynamique des dislocations obtenus, sur l’acier 304L dans le cadre du projet FAMICRO.