CC BY
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Hamissi Cheikh
Université des Sciences et de la Technologie d'Oran Mohamed BOUDIAF (USTO-MB)
Algerie, Oran E-Mail: chikhamici@gmail.com
Ilya Ovchinnikov
Yuri Gagarin State Technical University of Saratov
Russia, Saratov
Moscow state automobile&Road technical university (Sochi branch)
Russia, Sochi E-Mail: BridgeArt@mail.ru
Lakhdari Assia Amina
Université des Sciences et de la Technologie d'Oran Mohamed BOUDIAF (USTO-MB)
Algerie, Oran E-Mail: kad_dz2000@yahoo.fr
Seddak Aissa
Université des Sciences et de la Technologie d'Oran Mohamed BOUDIAF (USTO-MB)
Algerie, Oran E-Mail: sed_dz@yahoo.fr
Study of hydrogen embrittlement galvanized bolts
Abstract. Les assemblages par fixation (boulonnés ou rivetés) constituent un mode de liaison des composants mécaniques, souvent utilisés dans les domaines aéronautique, automobile, ferroviaire. Néanmoins pour des raisons de tenue à la corrosion, les éléments de fixation et traitement de surface sont indissociables, et en matière de traitement anticorrosion, le procédé de galvanisation à chaud est largement utilisé. Ce traitement nécessite une préparation de surface peut être accompagné d'une importante absorption d'hydrogène dans l'acier, augmentant les risques de fragilisation par l'hydrogène (FPH). Ce phénomène néfaste très fréquemment rencontré sur pièces dans l'industrie et qui conduit à une diminution des propriétés mécaniques et il est à l'origine de détériorations importantes telles qu'une rupture brutale ou une rupture différée du fait de l'apparition et de la propagation de fissures dans le matériau. Le matériau de cette étude est l'acier d'amélioration e nuance 35B2 (DIN EN 10269). Le traitement thermique de trempe et revenu a été effectué pour obtenir une microstructure martensitique. Le chargement d'hydrogène dans le matériau a été effectué par chargement cathodique. Le chargement cathodique permet d'introduire des quantités élevées en hydrogène, et c'est la raison pour laquelle nous avons choisi cette technologie. Dans cette étude, nous avons utilisé une solution aqueuse H2SO4 (0.1 N). La densité de courant cathodique est 30 mA.et la durée de chargement est : 1 h - 2 h - 3 h - 4 h - 5h.
Pour tous les aciers, la résistance mécanique et la limite d'élasticité ne subissant pas de modification significative suite au chargement en hydrogène, la grandeur utilisée pour définir l'indice de fragilisation est l'allongement à la rupture. Les valeurs d'IF% de l'éprouvette chargée pendant 5 heures dans l'état traité est élevée. Le temps de chargement, c'est à dire la quantité de l'hydrogène diffusé, conduit à une diminution de l'allongement de presque 50%.
Lors de chargement on a ajouté une petite quantité d'inhibiteur parcolite7 dans le milieu de chargement. Les résultats montrent que l'inhibiteur de corrosion limite généralement très bien la pénétration d'hydrogène dans les différents régimes de chargement et l'indice de fragilisation est diminué presque la moitié.
La structure de l'acier joue un rôle important dans la vitesse de diffusion de l'hydrogène. L'acier avec une structure martensitique présente une grande fragilité.
Il existe deux autres paramètres clefs : la vitesse de déformation et le temps de chargement cathodique. Il existe un domaine de vitesse de déformation pour lequel les interactions hydrogène/plasticité au même titre que l'enrichissement/appauvrissementen hydrogène de certaines zones du matériau au profit d'autres qui de plus se retrouveront plus sollicitées mécaniquement vont induire une rupture par FPH.
Enfin, il est intéressant de conclure sur l'importance de la géométrie des éprouvettes d'essais dans l'étude de tel phénomène. En effet, il a été établi que la géométrie des vis dans la partie de filetage peut être tenue comme responsable de l'apparition du phénomène de 'fluting' dans les mécanismes de FPH. L'intérêt de l'utilisation des vis dans l'étude de la FPH s'en trouve renforcé.
Keywords: boulonnage; galvanisation; est un atome d'hydrogène; inhibiteur de fragilisation; l'hydrogénation; la destruction; la deformation.
Identification number of article 105TFVN414
1. Introduction
Le procédé de galvanisation à chaud est couramment utilisé dans l'industrie pour combattre la corrosion, lors de ce procédé, l'étape critique au cours de laquelle l'hydrogène est susceptible de pénétrer dans le matériau est le décapage acide, Ce phénomène est à l'origine d'un problème majeur dénommé la fragilisation par hydrogène (FPH), notre acier 35B2 présente après durcissement une résistance mécanique supérieure à 900 MPa et une structure martensitique, qui augmente les risques de fragilisation par hydrogène.
La stratégie expérimentale est conçue de manière à mettre en évidence l'influence de l'hydrogène sur la tenue mécanique de matériau étudiée à partir d'essais de traction sur éprouvettes cylindriques et des vis, préalablement chargées ou non en hydrogène.
2. Investigation expérimentale et résultats :
La composition chimique de l'acier C35B2 est présentée dans le tableau 1.
Tableau.1
Composition chimique de l'acier 35B2 (teneur massique en %).
c% SI% MN% Cr% Ni% Mo% Al% Co%
0,3920 0,2317 0,8443 0,3253 0,2012 0,0043 0,0284 0,0185
Cu% Nb% Ti% V% W% Pb% B% Fe%
0,0449 0,0017 0,0359 0,0085 0,0073 0,0026 0,0033 98,0000
A la figure 1, sont présentées les microstructures de l'acier, et à la figure 2 - la courbe contrainte - déformation obtenue en traction sur des échantillons à l'état de livraison.
Fig. 1. Microstructure des échantillons de l'acier 35B2 dans l'état de livraison (a) vue longitudinale (b) vue transversale.
Fig. 2. Courbe de traction de l'acier 35B2 à l'état de livraison
Un traitement thermique de trempe et revenu a été effectué, afin d'obtenir une microstructure martensitique présentée à la figure 3. Le régime de ce traitement thermique, est le suivant : 870 °C / 40min / trempe à l'huile + 540 °C / 90min / refroidissement à l'air.
Les caractéristiques mécaniques obtenues après ce traitement sont données dans le tableau 2. Après un chargement cathodique en milieu acide H2SO4 (0.1 N) avec un courant de densité 30 mA.cm2, on a étudié l'évolution des propriétés mécaniques de notre acier avec des différents régimes de chargement. Des essais de traction ont été réalisés sur des éprouvettes chargées en hydrogène, les résultats obtenus sont comparés à ceux obtenus sur les éprouvettes après traitement (éprouvettes de référence), Les essais de traction ont lieu immédiatement après le chargement.
Fig. 3. Microstructure de l'acier 35B2 après traitement thermique
Caractéristiques mécaniques de l'acier 35B2 après traitement thermique
Tableau 2
Rc(MPa) Rm(MPa) A% Dureté (HV 0.3)
630 1050 33 366
Tous les résultats obtenus à partir des courbes de traction sont présentés à la figure 4. La comparaison des propriétés mécaniques des éprouvettes avant et après hydrogénation montre que l'hydrogène améliore légèrement la limite d'élasticité de l'acier 35B2, mais il diminue faiblement sa résistance à la rupture. La diminution de la plasticité de l'acier est traduite par la diminution de son allongement.
L'indice de fragilisation IF (%) est donné par l'équation (1), où A0 et Ah sont respectivement les allongements avant et après hydrogénation de l'éprouvette:
Des exemples de la morphologie des faciès des vis rompus sont présentés sur la figure 5. Sur les vis de référence, on observe un angle de 50°, mais cet angle disparait avec le temps de chargement.
Fig. 4. Courbes de traction des éprouvettes non chargée et chargées 2h-3h-4h-5h
Fig. 5. A - angle de rupture de vis non hydrogénée, B) chargée en hydrogène C, D et E - Micrographies d'une éprouvette rompue après hydrogénation
Temps de chargement Fig. 6. Influence du temps d'hydrogénation sur l'allongement de l'acier 35B2
Fig. 7. Indice de fragilisation de l'acier 35B2 en fonction du temps d'hydrogénation
L'indice de fragilisation (IF, %) de l'éprouvette chargée pendant 5 heures à l'état traité est élevé. Le temps de chargement, c'est à dire la quantité de l'hydrogène diffusée, conduit à une diminution de l'allongement d'environ 50%.
En matière de protection anticorrosion l'utilisation des inhibiteurs de corrosion est une méthode très pratique et efficace pour diminuer l'adsorption d'hydrogène et retarde la réaction de son évolution [4].
Fig. 8. Influence de l'inhibiteur de corrosion sur les propriétés mécaniques de l'acier 35B2 chargé
en hydrogène dans le milieu H2SO4
La figure 8 présente l'influence de la présence de l'inhibiteur (parcolyte 7) dans le milieu de chargement en hydrogène sur les propriétés mécaniques à la traction de l'acier 35B2. Ces résultats mettent en évidence que l'inhibiteur de corrosion limite généralement très bien la pénétration d'hydrogène dans les différents régimes de chargement. L'indice de fragilisation est diminué d'environ la moitié : pour le régime de chargement de 2 heures sans inhibiteur IF= 32% et IF = 15% pour le même régime avec inhibiteur.
Pour restaurer les propriétés mécaniques des éprouvettes en acier 35B2, on a réalisé des dégazages à 200°C pendant 20 et 30 minutes.
Afin de déterminer la variation des propriétés mécaniques, on a effectué des essais de traction sur des éprouvettes chargées et dégazées (fig. 9). On constate une récupération de la déformation à rupture.
Fig. 9. Influence du dégazage sur l'allongement à la rupture de l'acier 35B2 après chargement et dégazage à 200°C
Les essais de dégazage pourraient restaurer complètement les propriétés mécaniques, et ainsi le piégeage de l'hydrogène dans l'acier devient très faible.
Des tests ont été effectués à la fin des différentes étapes du procédé de galvanisation pour voir si chaque étape pourrait induire une fragilisation importante d'hydrogène. Les résultats de la Figure 10 confirment que seul le décapage acide peut induire des risques d'hydrogénation. Le fluxage suivi de l'étuvage ainsi que la galvanisation permettent au contraire grâce à la température (bain de zinc en fusion) de résorber l'hydrogène [4].
Fig. 10. Influence des différentes étapes de la galvanisation sur l'allongement et la striction de
l'acier 35B2
Enfin, il est intéressant de conclure sur l'importance de la géométrie des éprouvettes d'essais dans l'étude d'un tel phénomène. Il a été établi que la géométrie des vis dans la partie du filetage peut être tenue comme responsable de l'apparition du phénomène de 'fluting' dans les mécanismes de FPH. Ainsi, l'intérêt de l'utilisation des vis dans l'étude de la FPH s'en trouve renforcé.
3. Modélisation Numérique
Cette partie présente le modèle numérique utilisé pour la simulation du comportement mécanique de notre acier hydrogéné. La démarche proposée pour étudier l'effet de l'hydrogène sur cet acier nécessite d'analyser des modèles numériques utilisés par d'autres auteurs [6,7], afin de déterminer les niveaux de contrainte et de déformation plastique dans les conditions expérimentales de chargement [8].
Les trois grandes étapes de la modélisation numérique sont :
1. la génération d'un modèle réaliste de comportement de notre acier,
2. le choix du modèle numérique,
3. l'identification des paramètres des différentes lois de comportement utilisées.
La qualité de la simulation et donc des résultats est ainsi fortement influencée par la pertinence des choix faits à ces trois étapes.
3.1. Comportement élasto-viscoplastique :
3.1.1. L'élasticité linéaire isotrope est caractérisée par un module d'Young et un coefficient de Poisson. Pour notre acier, le module de Young évolue en fonction du chargement en hydrogène, comme suit :
Eh - module de Young influencé par l'hydrogène.
Ch - quantité d'hydrogène identifié dans cette étude par le temps de chargement.
800 700 600 I 500
и
■g 400 m
I 300 и
200 100 0
Déformation e %
Fig. 11. Méthode de détermination de l'équation de modification de module de Young
3.1.2. La sensibilité à la vitesse de sollicitation est représentée par une loi de type Norton
[9]
Où R(e) - limite d'écoulement du matériau.
3.2. Endommagement
La rupture de cet acier suit le schéma classique de la rupture ductile. Le mode principal dédommagement est la rupture des hydrures [9]. Deux modes secondaires apparaissent lors du stade final de la rupture. Il s'agit de la rupture des précipités et de la germination de cavités aux joints triples.
La germination des cavités par rupture des hydrures a été caractérisée de manière quantitative dans le travail [9]. Les mesures ont permis de dégager les lois d'évolution de la porosité effective en fonction de la teneur en hydrogène Ch et de la déformation plastique équivalente.
La forme numérique utilisée pour représenter la germination ne comporte pas de seuil de déformation plastique. La croissance et la coalescence n'ont pas été étudiées. (Huez et al. 1998; Helbert et al. 1996), qui travaillaient sur des alliages de titane, ont montré que les modèles classiques de croissance de cavités du type Rice et Tracey ou Gurson, reproduisaient mal ce qui était observé expérimentalement [9]. Ils trouvaient aussi que la taille critique des cavités dépend du taux de triaxialité. Ces résultats témoignent de l'importance des études expérimentales pour la compréhension et la modélisation de l'endommagement et de la rupture.
Tableau 2 : Paramètres du comportement et de l'endommagement du matériau (Ch - teneur en hydrogène exprimée en temps de chargement) à la température T = 20 °C [9].
Elasticité linéaire
Eh=0,0991.CH+E E = 20000 MPa v = 0.3
Plasticité
^long ^ ■ £ eq n = -1.1964. ÎO"5. Ch + 0.1224 K= 0.0509-CH + 708. MPa
Viscop asticité
Oeq — К £neq + К', E' " eq n' = 4.165 К'= 201.53 MPa.s1/n
Germination des cavités
/germination - ^ €XpfP' Po) A = 5 .10-5 Po = 0.006.CH + 5.37
3.3. Choix d'un modèle
Afin de représenter la rupture ductile de manière phénoménologique, il existe plusieurs modèles [10]. Le potentiel de Gurson, modifié par Tvergaard et Needleman permet de relier physiquement les paramètres du modèle aux variables observables expérimentalement, et notamment l'endommagement en termes de densité volumique de cavités. Le nombre de paramètres ajustables peut donc être très réduit (Rivalin, 1998). C'est ce potentiel que nous avons choisi pour représenter le comportement et la rupture induite par hydrogène.
3.3.1. Potentiel de Gurson-Tvergaard-Needleman
Le modèle Gurson est utilisé pour présenter la plasticité et le dommage dans les matériaux ductiles et poreux. Le modèle théorique est basé sur les travaux de Gurson, Tvergaard et Needleman. D'une manière très générale, l'endommagement peut être défini comme l'apparition, sous l'effet d'une sollicitation, de nouvelles surfaces au sein d'un matériau. On distingue trois stades physiques dans un processus d'endommagement:
1er stade : amorçage qui correspond à la naissance de microfissures et/ou de cavités au sein du matériau,
2ème stade : croissance où la dimension des microfissures et/ou des cavités amorcées augmente,
3ème stade : rupture par coalescence d'une grosse fissure entre les microfissures et/ou les cavités initiales qui ont atteint une taille critique.
La forme retenue est celle proposée par Tvergaard et Needleman [9]:
Où : 00 - contrainte d'écoulement du matériau sans adoucissement dû à l'endommagement, q1, q2, et q3 - constantes de Tvergaard-Needleman.
La porosité représentée par le paramètre f * est introduite par Tvergaard et Needleman pour tenir compte de l'accélération de l'apparition de cavités lors de la coalescence.
fc - porosité critique conduisant à la coalescence, f - porosité totale produite par germination et croissance et ô - terme accélérateur.
Les paramètres q1, q2 et q3 permettent de rendre compte du fait que la rupture se produit pour des porosités inférieures à 100%. La rupture apparaît pour f * =1/q1, Perrin et Leblond montrent, par un calcul analytique, que l'on peut utiliser: ql =4/e=1.47, q2=1 et q3 = q1.
3.3.2. Paramètres fixés
a) Contrainte d'écoulement 00 est la contrainte d'écoulement du matériau sans adoucissement. L'étude de l'endommagement a montré que celui-ci n'apparaissait qu'après 20% de déformation plastique équivalente. Le comportement identifié avant allongement réparti est donc sans adoucissement.
b) Porosité f*
Avant coalescence, la porosité totale peut être calculée comme la somme des deux contributions : la germination de cavités par rupture des hydrures et la croissance de ces cavités par déformation plastique de la matrice.
La croissance des cavités est obtenue par conservation de la masse :
On remarque que le volume fictif créé par germination n'est pas pris en compte pour le calcul de la croissance. Seule intervient la porosité provenant de la croissance de ces cavités.
3.4. Description de l'essai
On considère une éprouvette de traction cylindrique, la longueur initiale est de 80 mm et de diamètre 20 mm. On utilise la symétrie et on analyse le quart de l'éprouvette, la figure suivante montre l'éprouvette expérimentale et le maillage de la simulation.
Fig. 12. Géométrie d'éprouvette expérimentale et de la modélisation
La modélisation numérique de cette éprouvette de traction, a été réalisée sur ANSYS. L'élément choisi pour le maillage est «PLANE183», cet élément est utilisé comme un élément plan pour la modélisation 2D. L'élément est défini par huit nœuds ou six nœuds ayant deux degrés de liberté à chaque nœud ; translations dans la direction x, y et z.
Pour la simulation de chargement en hydrogène, on suppose que l'endommagement sera identifié par la présence des cavités et on adapte le modèle selon les résultats expérimentaux [53], avec des modifications des paramètres ajustables f * pour varier le temps de chargement selon la fonction suivante :
f* = 0,0008t
(t Je temps de chargement en minute)
3.5. Condition aux limites
Les conditions limites utilisées pour simuler un essai de traction sont les suivantes :
• les déplacements sont imposés sur la ligne au bord x = 4 (U2=3).
• Les mouvements de corps en translation sont bloqués pour condition de symétrie en empêchant une ligne sur chaque bords x=0 selon y(U2=0) et y=0 de se déplacer selon x (U1=0).
l'analyse de l'effet de l'hydrogène est définie par l'équation de GURSON qui contrôle les cavités et leur germination.
3.6. Résultats et discussion
Pour chaque régime de chargement, nous présentons les courbes de traction du matériau et la distribution des contraintes équivalentes Von Mises pour les comparer avec les éprouvettes testées expérimentalement.
Une comparaison entre les résultats du modèle GURSON et les courbes expérimentales montre la bonne capacité prédictive du modèle que ce soit avec ou sans chargement en hydrogène.
Fig. 13. Comparaison simulation expérience pour un essai de traction
Fig. 14. Comparaison simulation expérience après un chargement de 2 heures
Fig. 15. Comparaison simulation expérience après un chargement de 3 heures
Fig. 16. Comparaison simulation expérience après un chargement de 4 heures
Fig. 17. Comparaison simulation expérience après un chargement de 5 heures
■Expérience ■ Calcul Ansys
Fig. 17. Comparaison simulation - expérience de l'allongement pour les différents chargements
4.
Conclusion
L'objectif de ce travail était de caractériser expérimentalement les effets de l'hydrogène lors de la galvanisation de l'acier 35B2 utilisé pour la fabrication des boulons, et d'analyser ces résultats afin d'évaluer l'endommagement induit par l'hydrogène. Cet acier présente toutes les caractéristiques métallurgiques pouvant conduire à une forte sensibilité à la fragilisation par hydrogène : structure martensitique, haute résistance mécanique, présence des inclusions non
métalliques. Nous avons comparé expérimentalement le comportement d'éprouvettes de traction chargées et non chargées en hydrogène. Nous avons évaluer la sensibilité de l'acier 35B2, aux modifications de comportement mécanique induit par l'hydrogène, principalement au cours de décapage acide.
Les résultats expérimentaux lors des essais de fragilisation par l'hydrogène montrent que plusieurs phénomènes et facteurs peuvent intervenir tels que la composition chimique, le traitement thermique, et la composition de milieu de chargement, dans notre cas l'acier C35B2 subissent une perte de ductilité notable, et un taux de fragilisation à cette hydrogénation de 53%.
En complément de cette étude expérimentale, nous avons modélisé l'influence de l'hydrogène sur le comportement de cet acier. L'utilisation du modèle de Gurson-Tvergaard, nous a permis une évaluation analytique de l'endommagement en présence de l'hydrogène. Ce modèle permet de représenter l'effet de l'hydrogène, la sensibilité de matériau à la FPH en fonction du temps de chargement, la chute de ductilité de matériau et la rupture finale par coalescence.
REFERENCES
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10. TVERGAARD V., Influence of Voids on Shear Band Instabilities under Plane Strain Conditions, International Journal of Fracture, 1981, vol.17, pp.389-406.
УДК 539.4
Хамисси Шейх
Механический факультет, университет науки и технологии Оран (USTO-MB)
Алжир, Оран Магистр
E-Mail: chikhamici@gmail.com
Овчинников Илья Игоревич
ФГБОУ ВПО «Саратовский государственный технический университет имени Гагарина Ю.А.»
Россия, Саратов
ФГБОУ ВПО «Московский автомобильно-дорожный государственный технический университет (МАДИ)»
Сочинский филиал Россия, Сочи Кандидат технических наук, доцент E-Mail: BridgeArt@mail.ru
Лахдари Ассия Амина
Механический факультет, университет науки и технологии Оран (USTO-MB)
Алжир, Оран Аспирант
E-Mail: kad_dz2000@yahoo.fr Седдак Айсса
Механический факультет, университет науки и технологии Оран (USTO-MB)
Алжир, Оран Профессор E-Mail: sed_dz@yahoo.fr
Изучение водородной хрупкости оцинкованных болтов
Аннотация. Болтовое соединение является часто используемым в автомобильной, железнодорожной, авиастроительной и транспортной отраслях.
Для антикоррозионной защиты болтовых соединений широко используется процесс их оцинковки. Данная технология требует обязательной подготовки поверхности, которая может сопровождаться значительной абсорбцией водорода в стали, что повышает риск водородного охрупчивания.
Этот отрицательный эффект, часто встречающийся на оцинкованных элементах, ведет к снижению механических свойств и способен привести к внезапному или замедленному разрушению в связи с появлением и распространением трещин в материале.
В данной работе исследуемый материал - сталь 35B2 (DIN EN 10269).
Для получения в материале мартенситной микроструктуры была применена технология закалки и отпуска стали.
В работе применялся метод катодного наводороживания. Данная технология была выбрана по причине возможности достижения сильного наводороживания материала. Процесс проводился в потенциостатическом режиме.
В нашем исследовании был использован водный раствор H2SO4 (0,1 N) катодная плотность тока 30 mA и время наводороживания составляло: 1 ч , 2 ч, 3 ч, 4 ч, 5 ч.
Для всех сталей, прочность и предел упругости не подлежат значительным изменениям за счет наводороживания. Величиной, используемой для определения индекса хрупкости, является удлинение при разрыве.
Значения индекса охрупчивания наводороженных в течение 5 часов образцов является высокой.
При наводороживании было добавлено небольшое количество ингибитора. Результаты исследований показали, что ингибитор коррозии обычно очень хорошо ограничивает проникновение водорода. Индекс хрупкости снизился практически в два раза.
Структура стали также играет важную роль в скорости диффузии водорода. Стали с мартенситной структуры показывает более высокую хрупкость.
Есть два других ключевых параметров: скорости деформации и времени катодного наводороживания.
Был сделан вывод о важности геометрической формы испытательных образцов в изучении водородного охрупчивания.
Ключевые слова: болтовое соединение; цинкование; водород; охрупчивание; ингибитор; наводороживание; разрушение; деформации.
Идентификационный номер статьи в журнале 105TFVN414
Интернет-журнал «НАУКОВЕДЕНИЕ» Выпуск 4 (23), июль - август 2014
http://naukovedenie.ru publishing@naukovedenie.ru
Рецензент: Овчинников Игорь Георгиевич, доктор технических наук, Заслуженный деятель Науки РФ, профессор кафедры «Транспортное строительство» Саратовского государственного технического университета им. Гагарина Ю.А., Председатель Саратовского регионального отделения Российского общества неразрушающего контроля и технической диагностики (РОНКТД).
