Le travail proposé consiste à l'étude du pré-endommagement en fatigue endurance sur les propriétés mécaniques de traction, de ténacité et de microdureté d'un alliage d'aluminium 6082- T6. Ces travaux à forte dominante expérimentale ont nécessité la réalisation assez conséquente des essais de fatigue en contrôle de charge (R= 0.1) à différents pourcentage de la durée de vie (0-90%) et pour trois niveaux de contrainte maximale appliquée (200, 250 et 275 MPa). Le pré-endommagement est déterminé par la courbe S-N du matériau et la loi linéaire de Miner. Les éprouvettes avec les différents pré-endommagements sont utilisées pour les essais de traction monotone, de déchirure ductile et de microindentation. L'évolution des différentes propriétés en fonction du pré-endommagement est identifiée par rapport aux valeurs correspondant à l'état initial (sans pré-endommagement). Les résultats montrent que les propriétés mécaniques de traction ne présentent pas d'évolution significative en fonction du pré-endommagement par fatigue alors que les propriétés critiques de ténacité diminuent avec le pré-endommagement. La perte de ténacité est d'autant plus accentuée que la contrainte maximale de pré-endommagement est faible. La diminution de la ténacité du matériau résulte à la fois de la présence de microfissures de fatigue qui se sont initiées aux joints de grains et de l'augmentation de la microdureté. Sur la base de l'évolution des différentes propriétés mécaniques en fonction du pré-endommagement, des courbes d'isodommages ont été établies. Ces dernières permettent d'estimer la durée de vie résiduelle pour l'alliage étudié. / The present work has been conducted to study the effect of cumulative high cycle fatigue damage, on the tensile mechanical properties, toughness and hardness, of an AA6082-T6 aluminium alloy. Axial fatigue tests under load controlled conditions (R = 0.1) up to different fatigue life fractions achieved at maximum stresses of 200, 250 and 275 MPa were carried out. Cumulative damage has been determined from the S-N curve of the material and the Palmgren-Miner Iinear rule. Samples with different cumulative damage were subsequently subjected to tensile, tear and microindentation tests. The evolution of the different properties as a function of the cumulative damage has been reported in relation to the reference values of such properties in the undamaged state. The results obtained show that the tensile mechanical properties do not exhibit a significant change as a function of the cumulative damage, whereas the critical toughness properties decrease as damage increases. The decrease in toughness is more marked as the maximum stress applied to the material decreases. Such a decrease in toughness is associated with the presence of microcracks that are nucleated at grain boundaries and it is more pronounced as the hardness of the material increases (work-hardening). Such a phenomenon gives rise to a modification of the fracture mode, from ductile, for the undamaged material, to a mixed ductile-brittle mode after cumulative damage. The change of the different mechanical properties with cumulative damage allowed the determination of the isodamage curves for the alloy, which could be employed for predicting the high cycle fatigue remnant life of the material under investigation.

L'évaluation du dommage et de l'intégrité des véhicules et des structures ont fait l'objet d'une attention de plus en plus importante au cours des dernières années. La connaissance précise des paramètres dynamiques de rupture est essentielle pour la conception sécuritaire des composants. La configuration de flexion trois points des barres d’Hopkinson a été adoptée pour mesurer la ténacité dynamique. Une étude de ce dispositif est présentée à partir d'un dialogue expérimental/analytique/numérique. Plusieurs aspects importants sont abordés. Notamment, l’évolution de la force transmise des barres à l'éprouvette et son impact sur le Facteur d’Intensité de Contraintes (FIC) au cours de l'essai. Une nouvelle approche a été proposée concernant le transfert des données expérimentales au modèle Eléments Finis afin de calculer le FIC critique. Cette méthode est basée sur une approche de type vitesse. La méthode proposée a été validée sur un composite tissé carbone-époxy dont le comportement est isotrope transverse. Une formulation simplifiée a été proposée pour traiter ce type de matériau. Dans l’objectif de rechercher un indicateur de dommage par fatigue, plusieurs essais ont été réalisées sur l'acier AISI 304 soudés. Les mesures ont été effectuées sur des éprouvettes ayant subies différents taux de dommage par fatigue. Les résultats sont assez intéressant et confirme la possibilité de considérer la ténacité dynamique comme un indicateur de dommage, sous un certain nombre de conditions. / Damage evaluation and safety assessment of the structural integrity of vehicles and civil structures have been subject of increased attention in recent years. Nowadays the precise knowledge of dynamic fracture parameters is essential for safe design of components. The special arrangement of Three Point Bending Split Hopkinson Bar has been adopted as a convenient means of measuring the dynamic fracture toughness. In this work, an analysis of this arrangement is presented by means of Finite Element Analysis whose results are compared with the theoretical background and the experimental results. A number of important aspects are approached. Among them, the history of the mechanical force actually transmitted from the bars to the specimen and the evolution of the dynamic Stress Intensity Factor (SIF) during the tests. Instead of obtaining the force, the velocity on the bar’s end is proposed to feed the Finite Element model. Experimentally, the arrangement is used to measure the dynamic fracture toughness of AISI 304 TIG welding specimens. The results of a number of fatigue damage-free specimens are compared with those of specimens previously subject to fatigue damage. The technique is also used to measure the dynamic fracture toughness of a carbon-epoxy woven composite material, considered as transversely isotropic media. Simplified formulae to obtain this parameter compared with isotropic materials are proposed along with the precise follow of the SIF evolution during the tests.

Un poteau en BHP présente une déformation axiale qui est tributaire du pourcentage d'armature transversale. Plus ce pourcentage est élevé, plus le gain de déformation l'est aussi. À contrario, ce pourcentage élevé d'armature transversale conduit à la création d'un plan de rupture entre l'enrobage et le noyau de béton. Le béton de l'enrobage devient alors un point faible dans le comportement de l'ensemble de la membrure. Ce dernier éclate lorsque survient la charge maximale dans le béton. Or, en éclatant, il transfert une énergie non souhaitée au noyau du béton confiné qui est endommagé prématurément. Le contrôle de ce transfert d'énergie accumulée lors du chargement peut être effectué par l'ajout de la fibre dans la matrice de béton. À ce jour, aucun code de design ne prend en compte la présence de la fibre dans la matrice de béton en ce qui a trait à son apport structural. Une série d'essais de compression axiale a été effectuée sur 20 spécimens cylindriques de grande taille (1400 x 300 mm) fabriqués avec du béton à haute performance comportant des fibres. Deux types de fibres ont été ajoutés à la matrice du béton : synthétique et métallique. Les fibres métalliques étaient de type ondulé alors que les fibres synthétiques avaient la particularité de s'effilocher lors du malaxage. Le béton, de type semi autoplaçant avait une résistance spécifique de 50 et 80 MPa. Le pas de spire pour chacune des deux résistances spécifiques était de 50 et 100 mm. Le volume de fibres variait de 0,0% à 1,0% avec un pas de 0,50%. La hauteur de mesure de la déformation axiale des poteaux était de 800 mm. Les résultats montrent que la présence des fibres influençait positivement la ductilité et la ténacité des spécimens. L'éclatement du recouvrement à la charge maximale était empêché dans le cas des fibres synthétiques, pour un volume de 0,5% alors que dans le cas des fibres métalliques, un volume 1,0% dans un béton de résistance supérieure était nécessaire pour maintenir en place le recouvrement. À cette observation il faudrait ajouter le fait qu'il existe un pas de spirale adéquat pour rendre efficace la fibre dans la matrice de béton. Ce pas de spirale se situerait entre 50 et 100mm pour ce qui est des fibres synthétiques dans un béton de 50 MPa et inférieur à 50 dans le cas d'un béton de 80MPa. Dans le cas de la fibre métallique, d'après l'analyse qui a été faite, l'espacement adéquate est de 50 mm pour un béton de 50 MPa, alors que pour un béton de 80 MPa, la distance qui semble donner des résultats intéressants reste un pas de spire de 100 mm. Ceci peut être expliqué par le module de l'acier combiné à celui du béton à haute performance qui avant la charge maximale offre une déformation post-pic significative. D'autre part, à l'issue d'une revue des différents modèles de confinement des poteaux en béton ordinaire et en béton à haute performance comportant ou non de fibres depuis 1928 année de publication des travaux de Richart et Brandtzarg [1928], l'auteur a comparé ses résultats avec l'un des modèles développé par Eid et Paultre [2008]. Cette comparaison montre que les courbes prédites avec le modèle suivent assez bien les courbes issues des essais de compression, et ce particulièrement dans la partie ascendante de la courbe. On note toutefois qu'après l'atteinte de la charge maximale, la partie descendante de la courbe expérimentale ne colle pas nécessairement à la courbe des essais. L'auteur note que le fait que cette partie descendante ne colle pas aux résultats d'essais serait probablement lié à la répartition très aléatoire des fibres dans la matrice du béton. En effet, le tracé de cette partie de la courbe est fortement tributaire de la contrainte dans l'acier de confinement or cette contrainte dans l'acier ne peut se développer au maximum que si le béton confiné est sollicité de la même manière dans son ensemble. Par ailleurs, l'auteur suggère que la méthode de calcul de la répartition de la fibre dans la matrice de béton soit revue et sujette à des recherches supplémentaires.

L’objectif de cette thèse est de comprendre les micro-mécanismes physiques de propagation et d’arrêt de fissure de clivage dans l’acier de cuve 16MND5 et de proposer un modèle de prédiction robuste et physiquement fondé, en s’appuyant sur une campagne d’essais de rupture fragile sur éprouvettes de laboratoire finement instrumentées, associée à la modélisation numérique de ces essais. Dans un premier temps, des expériences ont été menées sur des éprouvettes CT25 de différentes épaisseurs à cinq températures (-150°C, -125°C, -100°C, -75°C, -50°C). Des trajets de fissures rectilignes et branchées (deux fissures se développant de manière quasi-symétrique) ont été observés. Pour estimer la vitesse de propagation, une caméra ultra-rapide a été utilisée, associée à la mise au point d’un protocole expérimental permettant d’observer la face de l’éprouvette dans l’enceinte thermique, sans givrage. Des observations à 500 000 images.s-1 ont permis de caractériser finement la vitesse instantanée de la fissure sur le ligament complet de la CT (~25 mm). En parallèle, pour pouvoir analyser les essais et l’impact de la viscosité sur la réponse mécanique autour de la fissure, le comportement élasto-viscoplastique du matériau a été étudié jusqu’à une vitesse de déformation de 104 s-1 pour les températures étudiées. La méthode des éléments finis étendus (X-FEM) a été utilisée dans le code de calcul CAST3M pour modéliser la propagation de fissure. Les simulations numériques associent l’approche locale de la rupture en dynamique non linéaire et un critère de propagation en contrainte critique de type RKR à une distance caractéristique. Les travaux réalisés ont permis de confirmer la forme du critère proposé par Prabel à -125°C, et d’identifier les dépendances de ce critère à la température et à la vitesse de déformation. A partir d’analyses numériques en 2D et 3D, un critère multi-température fonction croissante de la vitesse de déformation est proposé. Des modélisations prédictives ont permis de valider le critère sur deux géométries d’éprouvettes (CT et anneau) en mode I à différentes températures. Des observations MEB et des analyses 3D au microscope optique montrent que le mécanisme de rupture est le clivage associé à des zones de cisaillement ductile entre les différents plans de fissuration. L’étude de la fraction surfacique des marches de cisaillement et des contraintes de fermeture associées tend à justifier le critère mis en place. Un modèle analytique est proposé permettant de justifier le critère déduit des modélisations numériques. Ce modèle considère que les ligaments retiennent la lèvre de la fissure et induisent donc des contraintes de fermeture au niveau de la pointe de fissure qu’il faut compenser pour atteindre la contrainte de clivage effective en pointe de fissure. Cette résistance des ligaments est directement reliée à la loi de comportement du matériau et justifie la dépendance du critère de rupture identifié à la vitesse de déformation. Enfin, les branchements de fissure ont été analysés via le dépouillement des vidéos obtenues avec la caméra rapide qui mettent en évidence un amorçage initial rectiligne, puis un amorçage de fissures multiples de part et d’autre du plan de fissure qui conduisent à l’arrêt de la fissure initiale, l’une de ces fissures ‘secondaires’ conduisant ensuite à la rupture de l’éprouvette. Les rôles essentiels de l’épaisseur et du chargement dans ce mécanisme de branchement sont soulignés. L’augmentation de l’épaisseur réduit la fréquence d’apparition de ce mécanisme et finit même par l’annuler. Logiquement l’intensité du chargement doit être suffisamment importante pour créer cette zone plastique étendue : les essais qui présentent une propagation rectiligne sont les essais pour lesquels les chargements à l’amorçage sont les plus faibles. / The purpose of this PhD thesis is to understand physical mechanisms of cleavage crack propagation and arrest in the 16MND5 PWR vessel steel and to propose a robust predicting model based on a brittle fracture experimental campaign of finely instrumented laboratory specimens associated with numerical computations. First, experiments were carried out on thin CT25 specimens at five temperatures (-150°C, -125°C, - 100°C, -75°C, -50°C). Two kinds of crack path, straight or branching path, have been observed. To characterize crack propagation and to measure crack speed, a high-speed framing camera system was used, combined with the development of an experimental protocol which allowed to observe CT surface without icing inside the thermal chamber and on the specimen. The framing camera (520 000 fps) has allowed to have a very accurate estimation of crack speed on the complete ligament of CT (~ 25 mm). Besides, to analyse experiments and to study the impact of viscosity on the mechanical response around the crack tip, the elastic-viscoplastic behavior of the ferritic steel has been studied up to a strain rate of 104 s-1 for the tested temperatures.The eXtended Finite Element Method (X-FEM) was used in CAST3M FE software to model crack propagation. Numerical computations combine a local non linear dynamic approach with a RKR type fracture stress criterion to a characteristic distance. The work carried out has confirmed the form of the criterion proposed by Prabel at -125°C, and has identified the dependencies of the criterion on temperature and strain rate. From numerical analyzes in 2D and 3D, a multi-temperature fracture stress criterion, increasing function of the strain rate, was proposed. Predictive modeling were used to confirm the identified criterion on two specimen geometries (CT and compressive ring) in mode I at different temperatures. SEM observations and 3D analyzes made with optical microscope showed that the fracture mechanism was the cleavage associated with ductile shear zones between the different planes of cracking. The study of the surface fraction of ductile shear zones and associated closing stress tends to justify the established criterion. An analytical model is proposed to justify the criterion deduced from numerical modeling. This model assumes that the ligaments hold the crack lips and therefore induce closing stress at the crack tip which has to be compensated to achieve the effective cleavage stress at the crack tip. This resistance of ligaments is directly related to the mechanical behavior of the material and justifies the dependence of fracture stress criterion with strain rate. Lastly, the crack branching was analyzed thanks to movies obtained with the high-speed camera. The cleavage crack propagates in a straight way over few millimeters. Then, new cracks appear on both sides of the initial crack lips which leads to the arrest of the initial crack. One of the new cracks leads to the failure of the CT specimen. The essential role of the thickness and loading on this branching mechanism is emphasized. The increased thickness reduces the frequency of occurrence of this mechanism and eventually even cancel. Low thicknesses lead to more extensive plasticity at the crack tip and generates the germs for the triggering of secondary cracks that appear. Logically, the intensity of loading must be large enough to create this extended plastic zone : the experiments with a straight path are the tests for which the initial loadings are the lowest.

Ce mémoire rend compte d'une étude sur le comportement en compression de poteaux en béton armé incorporant de la poudre de verre (PV). Trois séries de six poteaux ont été testés sous compression uniaxiale. Ces poteaux se différencient des points de vue géométriques, de la configuration des étriers, du nombre d'armatures longitudinales et transversales et du type de béton. Ainsi, le projet s'est effectué en trois phases. La phase I comprend les six poteaux de rapport eau-liants (E/L) des bétons égale à 0,40 dont trois sont confectionnés avec du béton contenant 0% de PV et les trois autres sont fabriqués avec le béton contenant 20% de PV en remplacement de la masse du ciment. Les phases II et III représentent les poteaux confectionnés avec les bétons de E/L = 0,55. Pour chaque phase, trois poteaux renfermant du béton avec 20% de PV en remplacement de la masse du ciment et trois autres dont le béton contient 0% de PV ont été testés. Les poteaux de la phase II ont été testés entre 28 et 30 jours et ceux de la phase III entre 90 et 92 jours. Les résultats montrent que pour un rapport E/L = 0,40, l'ajout de 20% de PV retarde la fissuration de l'enrobage de béton et améliore la capacité portante ainsi que la réponse post-pic des poteaux testés entre 28 et 30 jours. La ductilité des poteaux avec 20% de PV est similaire ou supérieure à celle des poteaux incorporant 0% de PV. Les bétons avec PV présentent une ténacité plus élevée que celle des bétons sans PV. Pour E/L = 0,55, la résistance en compression à 28 jours (cure dans chambre humide) et à 30 jours (cure sous jute) des cylindres de bétons avec 20% PV est faible. Les poteaux incorporant 20% de PV ont une capacité portante plus faible mais leur réponse post-pic est semblable à celle des bétons avec 0% de PV. L'énergie emmagasinée par les poteaux avec PV est plus faible que celle des poteaux avec 0% de PV. Pour E/L = 0,55, les résultats (charges à l'apparition des premières fissures, charges aux pics, charges à la première perte de l'enrobage) pour les colonnes avec PV testées entre 90 et 92 jours sont légèrement inférieurs à ceux avec 0% de PV. Toutefois, la différence est beaucoup plus petite qu'elle ne l'est dans le cas des poteaux de même rapport E/L et testés entre 28 et 30 jours. Un gain de ductilité dans le cas des poteaux incorporant de la PV et testé entre 90 et 92 jours est observé.

Ce travail de thèse concerne l'étude de dispersions et de fibres de nanotubes de carbone. Nous nous sommes intéressés à l'influence de la structure des nanotubes et de la nature des dispersants sur la topologie des diagrammes de phases des suspensions. Nous montrons par ailleurs que les dimensions des nanotubes peuvent être caractérisées en suspension par diffusion dynamique dépolarisée de la lumière. Le deuxième aspect de ce travail concerne l'étude et l'optimisation des propriétés mécaniques, électriques et électromécaniques de fibres de nanotubes de carbone formulées grâce aux acquis de la partie précédente. Nous montrons que les fibres de nanotubes sont des systèmes prometteurs pour la réalisation de matériaux haute ténacité, de capteurs ou encore d'actionneurs électromécaniques.

Afin d'examiner les effets de la cristallisation sur certaines propriétés mécaniques, l'évolution du module de Young (E), du module de cisaillement (G) et du coefficient de Poisson, ainsi que la séquence des phases cristallines formées au cours d'un traitement thermique en deux étapes ont été accompagnées sur un verre baptisé 75-25, du système MgO-Al2O3-SiO2 (MAS), en utilisant TiO2 comme le principal agent de nucléation. L'évolution de la dureté et de la résistance à la rupture a aussi été examinée. La diffractométrie de Rayons X à haute température a révélé, après cristallisation, la présence de spinelle (MgO.Al2O3) rutile (TiO2), karooite (MgO.2TiO2), sillimanite (Al2O3.SiO2) et la saphirine (4MgO.5Al2O3.2SiO2). Les modules élastiques et de cisaillement des vitrocéramiques (VC) se sont montré environ 20% plus élevés que ceux du verre précurseur. Les valeurs de dureté obtenues sont proches de 10 GPa et KIC proche de 1,2 MPa.m1/2. Dans le but de fabriquer des VCs transparentes et incolores, de nouvelles formulations, dénommées ZT1B4, 75-25/ZT et 75-25/25TI, avec des teneurs en TiO2 réduites et des teneurs en ZrO2 plus élevées, ont été proposées et cristallisées. La formulation ZT1B4 a produit une VC transparente avec une dureté maximale de 8GPa et une ténacité à la fracture (TF) à peu près 40% plus élevée que celle du verre de base. Les formulations 75-25 ZT et 75-25/25Ti ont produit des VC transparentes avec des valeurs de dureté allant jusqu'à 9GPa et une ténacité à la fracture jusqu'à 35% plus élevée que celle du verre de base. Une série de verres ont été fondus en utilisant Ag métallique, au lieu de ZrO2 et TiO2, en tant qu'agent de nucléation. Les traitements thermiques appliqués ont produit des VCs non-homogènes, qui perdent la forme en raison des températures de cristallisation élevées. Ces nouveaux verres précurseurs ont donc été écartés. La transmittance dans la région de l'ultraviolet et visible a été mesurée dans les échantillons de verre et VCs de formulation 75-25, 75-25 / ZT et 75-25 / 25TI. La formulation 75-25 / ZT a présenté la plus haute transmittance soit à l'état vitreux ou en forme de vitrocéramique. En conclusion, parmi les nouvelles compositions, la formulation 75-25 / ZT est la plus adéquate pour une utilisation en tant que protection balistique, lorsque la transparence à la lumière visible est nécessaire. / In situ experiments were conducted on a glass dubbed 75-25, of the MgO-Al2O3-SiO2 (MAS) system, using TiO2 as the main nucleating agent, in order to examine the evolution of Young’s modulus (E), shear modulus (G) and Poisson's ratio, and the sequence of the crystalline phases formed during a double-stage heat treatment. The effects of crystallization on hardness and fracture toughness were also examined. High temperature X-ray diffraction experiments revealed the presence of spinel (MgO.Al2O3), rutile (TiO2), karooite (MgO.2TiO2), sillimanite (Al2O3.SiO2) and sapphirine (4MgO.5Al2O3.2SiO2) after crystallization. The elastic and shear moduli of the glass-ceramics (GC) were approximately 20% larger than those of the parent glass. Hardness values were close to 10 GPa and KIC close to 1.2 MPa.m1/2. Aiming to obtain transparent and colorless GC, new formulations, dubbed ZT1B4, 75-25/ZT and 75-25/25Ti, with lower titania content and higher zirconia content, were proposed and crystallized. Formulation ZT1B4 yielded a transparent GC with hardness of up to 8 GPa and an indentation fracture toughness (IFT) about 40% higher than that of the parent glass. Formulations 75-25/ZT and 75-25/25Ti yielded transparent GC with hardness values of up to 9 GPa and an IFT up to 35% higher than that of the parent glass. A series of glasses were also melted using metallic Ag as nucleating agent instead of ZrO2 and TiO2. The applied heat treatments generated non-homogeneous GC, which became warped due to the high crystallization temperatures. These new precursor glasses were therefore discarded. Transmittance in the ultraviolet to visible range was measured in the glass and GC samples of formulations 75-25, 75-25/ZT and 75-25/25Ti. Formulation 75-25/ZT presented the highest transmittance in both glass and GC states. It was concluded that among the new compositions, formulation 75-25/ZT is the most suitable one for use as ballistic protection when transparency to visible light is required.

Ce travail porte sur la modélisation de l'endommagement et la rupture par délaminage des assemblages multicouches renforcés par composites. Des essais de rupture en extrémité de joint d'interfaces collées aluminium/composite, et de rupture par cisaillement interlaminaire de stratifiés tubulaires carbone/époxy ont d'abord permis d'observer deux formes d'amorçage distinctes, en statique comme en fatigue. Afin de mettre en oeuvre la mécanique linéaire élastique de la rupture, des modélisations analytiques des champs de contraintes linéaires ont été effectuées avec la mécanique des poutres et la théorie de l'élasticité anisotrope en milieu continu homogène. La simulation numérique aux éléments finis a permis de représenter plus précisément les phénomènes non linéaires en incluant le comportement viscoplastique de l'aluminium et la séparation interfaciale de type fragile. La recherche d'une méthodologie de simulation aux éléments finis par un modèle de zone cohésive commercial nous a conduits à proposer une homogénéisation de la zone interfaciale. Ce schéma a été repris pour la caractérisation mécanique d'un assemblage de préimprégnés carbone-époxy collés, afin d'évaluer l'influence du vieillissement humide sur les propriétés de fluage et de ténacité interfaciale.

L'objectif de cette thèse est de comprendre les micro-mécanismes physiques de propagation et d'arrêt de fissure de clivage dans l'acier de cuve 16MND5 et de proposer un modèle de prédiction robuste et physiquement fondé, en s'appuyant sur une campagne d'essais de rupture fragile sur éprouvettes de laboratoire finement instrumentées, associée à la modélisation numérique de ces essais. Dans un premier temps, des expériences ont été menées sur des éprouvettes CT25 de différentes épaisseurs à cinq températures (-150°C, -125°C, -100°C, -75°C, -50°C). Des trajets de fissures rectilignes et branchées (deux fissures se développant de manière quasi-symétrique) ont été observés. Pour estimer la vitesse de propagation, une caméra ultra-rapide a été utilisée, associée à la mise au point d'un protocole expérimental permettant d'observer la face de l'éprouvette dans l'enceinte thermique, sans givrage. Des observations à 500 000 images.s-1 ont permis de caractériser finement la vitesse instantanée de la fissure sur le ligament complet de la CT (~25 mm). En parallèle, pour pouvoir analyser les essais et l'impact de la viscosité sur la réponse mécanique autour de la fissure, le comportement élasto-viscoplastique du matériau a été étudié jusqu'à une vitesse de déformation de 104 s-1 pour les températures étudiées. La méthode des éléments finis étendus (X-FEM) a été utilisée dans le code de calcul CAST3M pour modéliser la propagation de fissure. Les simulations numériques associent l'approche locale de la rupture en dynamique non linéaire et un critère de propagation en contrainte critique de type RKR à une distance caractéristique. Les travaux réalisés ont permis de confirmer la forme du critère proposé par Prabel à -125°C, et d'identifier les dépendances de ce critère à la température et à la vitesse de déformation. A partir d'analyses numériques en 2D et 3D, un critère multi-température fonction croissante de la vitesse de déformation est proposé. Des modélisations prédictives ont permis de valider le critère sur deux géométries d'éprouvettes (CT et anneau) en mode I à différentes températures. Des observations MEB et des analyses 3D au microscope optique montrent que le mécanisme de rupture est le clivage associé à des zones de cisaillement ductile entre les différents plans de fissuration. L'étude de la fraction surfacique des marches de cisaillement et des contraintes de fermeture associées tend à justifier le critère mis en place. Un modèle analytique est proposé permettant de justifier le critère déduit des modélisations numériques. Ce modèle considère que les ligaments retiennent la lèvre de la fissure et induisent donc des contraintes de fermeture au niveau de la pointe de fissure qu'il faut compenser pour atteindre la contrainte de clivage effective en pointe de fissure. Cette résistance des ligaments est directement reliée à la loi de comportement du matériau et justifie la dépendance du critère de rupture identifié à la vitesse de déformation. Enfin, les branchements de fissure ont été analysés via le dépouillement des vidéos obtenues avec la caméra rapide qui mettent en évidence un amorçage initial rectiligne, puis un amorçage de fissures multiples de part et d'autre du plan de fissure qui conduisent à l'arrêt de la fissure initiale, l'une de ces fissures 'secondaires' conduisant ensuite à la rupture de l'éprouvette. Les rôles essentiels de l'épaisseur et du chargement dans ce mécanisme de branchement sont soulignés. L'augmentation de l'épaisseur réduit la fréquence d'apparition de ce mécanisme et finit même par l'annuler. Logiquement l'intensité du chargement doit être suffisamment importante pour créer cette zone plastique étendue : les essais qui présentent une propagation rectiligne sont les essais pour lesquels les chargements à l'amorçage sont les plus faibles.

Les alliages amorphes, ou verres métalliques, sont des matériaux relativement récents, datant au plus d’une cinquantaine d’années. Ils possèdent des propriétés mécaniques exceptionnelles (résistance, dureté, ténacité, énergie élastique stockée, …) sans commune mesure avec celles de la plupart des alliages métalliques cristallins. Leur fragilité apparente en chargement uniaxial constitue toutefois un frein majeur à leur application à grande échelle et donc à leur industrialisation. Par ailleurs, les études sur le comportement à la fissuration et à la rupture des verres métalliques massifs rapportées dans la littérature sont à la fois peu nombreuses et très diverses dans leurs résultats. Face à ces problématiques, ces travaux de thèse sur les verres métalliques à base de zirconium ont deux objectifs principaux. Le premier consiste à étudier leurs mécanismes de déformation plastique par des essais hétérogènes. L’essai brésilien (ou de compression diamétrale) se révèle, dans ce contexte, efficace pour atteindre des niveaux élevés de déformation plastique à l’échelle macroscopique. Celui-ci permet également d’étudier à plus petite échelle la formation et la propagation des bandes de cisaillement et de quantifier les champs de déformation au cours du chargement par corrélation d’image. Les résultats montrent une bonne reproductibilité à ces deux échelles et offrent une meilleure estimation des déformations intenses se produisant dans les bandes de cisaillement. De plus, une identification basée sur cet essai couplé avec un autre essai hétérogène (nano-indentation) dans le but de discriminer des paramètres élastoplastiques montre qu’une loi de comportement de type von Mises n’est pas pertinente pour ce matériau. Le deuxième objectif de ces travaux vise à caractériser l’influence des défauts cristallins, liés à leur procédé d’élaboration et présents dans la matrice amorphe de nos verres métalliques, sur l'initiation et la propagation des fissures mais aussi sur leur rupture par des essais de flexion. La mesure de la ténacité et l’analyse fractographique des éprouvettes montrent que ces défauts facilitent la pré-fissuration, mais entrainent aussi une fragilisation de nos matériaux. Cette dernière propriété, i.e. la résistance à la fissuration ou ténacité, s’avère alors un bon moyen pour discriminer les différentes qualités de synthèse de ces alliages amorphes. / Amorphous alloys or metallic glasses are relatively new materials, dating back to over fifty years. They exhibit exceptional mechanical properties (strength, hardness, toughness, stored elastic energy …), compared to those of most crystalline metallic alloys. Their apparent brittleness in uniaxial loading, however, is a major obstacle to their wide application and thus their industrialization. Studies on the cracking and fracture of these materials have so far been sparse and relatively contradictory in their results. The objectives of this PhD thesis work on zirconium base metallic glasses are therefore twofold. The first objective is to study their plastic deformation mechanisms by means of heterogeneous tests, namely instrumented indentation and diametral compression. The Brazilian test (or diametrical compression test) is shown, in this context, to be effective in achieving high levels of plastic deformation at the macroscopic scale. This test also allows to study, at a smaller scale, the formation and the propagation of shear bands and to quantify the strain fields during loading by digital image correlation techniques. The results show good reproducibility at these two scales and provide a better estimation of intense deformations occurring in the shear bands. In addition, a reverse analysis based on this test coupled with another heterogeneous test (nanoindentation) is carried out to identify elastoplastic parameters. This procedure shows that a von Mises yield criterion is not relevant for this material and that a Drucker-Prager model is capable of predicting the response. The second objective of this work is to characterize the influence of crystalline defects, linked to different casting processes, present in the amorphous matrix of our metallic glasses, on the initiation and propagation of cracks and on their fracture toughness. The measured fracture toughness and the fractographic analyses of the specimens show that these defects facilitate the pre-cracking, but result in an embrittlement. This latter property, i.e. the resistance to crack propagation or fracture toughness, then proves a good way to distinguish the different synthesis qualities of these amorphous alloys.