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N. 3, marzo 2015 - Anno 107
La Metallurgia Italiana
International Journal of the Italian Association for Metallurgy
Poste Italiane spa - Spedizione in abbonamento postale - DL 353/2003 (conv. in L. 27/02/04 n. 46) art. 1., comma1 DCB UD.
Anno 107, n. 3 - Marzo 2015 - Periodico mensile
Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia.
Rivista fondata nel 1909
CONSEDIT - Viale Europa Unita, 29 - 34073 Grado (GO) - Tel. 0431 876070 - Fax 0431 886507 - www.consedit.com - [email protected]
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Conference organisers
ASSOCIAZIONE ITALIANA DI METALLURGIA
p.le Rodolfo Morandi 2 · 20121 Milano · Italy
phone: +39 02.7602.1132 or +39 02.7639.7770
fax +39 02.7602.0551 · e-mail: [email protected]
conference website: www.aimnet.it/ht2015.htm
www.aimnet.it/ht2015.htm
La Metallurgia Italiana
N. 3, marzo 2015 - Anno 107
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International Journal of the Italian Association for Metallurgy
Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia.
Rivista fondata nel 1909
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Mensile dell’Associazione Italiana di Metallurgia fondata nel 1946
Direttore Responsabile:
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Ramous, Claudia Rinaldi, Roberto Roberti, Hans J. Roven, Dieter
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Stefano Trasatti, George F. Vander Voort, Maurizio Vedani
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N. 3/Marzo 2015
Anno 107 - ISSN 0026-0843
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Comitato di redazione:
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Antonella Donzelli, Ottavio Lecis, Carlo Mapelli
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tel. 02 76 02 11 32 - fax 02 76 02 05 51
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Metallurgia fisica
Lega eutettica Pb-Bi allo stato liquido: studio dell’ordine a
breve raggio
R. Montanari, A. Varone.......................................................3
Schiume metalliche
Mechanical characterization of aisi 316 tubes filled with Al
alloy foams
G. Costanza, A. Sili, M.E.Tata...............................................9
Tribologia
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Effetti della diluizione sulla microstruttura e omportamento
ad usura di una lega Fe-C-B-Cr-M
L. Rovatti, J. N. Lemke, M. Colombo, O. Stejskal, M. Vedani...15
Metallurgia delle polveri
Shot peening of a sintered Ni-Cu-Mo steel produced by
diffusion bonded powders
L. Emanuelli, M. Biesuz, S. Libardi, P. Marconi, A. Molinari.... 23
Acciaio
Disegno metallurgico di una microstruttura alto
resistenziale ad alta tenacità e deformabilità migliorata
A. Di Schino, G. Porcu, C. Zhang, Z. Lei...........................29
Saldatura
Influenza dei parametri di saldatura sulla microstruttura di
giunti saldati smaw/GTAW di acciaio X 10 CrMoVNb9-1 (P91)
G. Barbieri, M. Cesaroni, L. Ciambella, G. Costanza,
R. Montanari.....................................................................37
Trattamenti superficiali
ZnO nanowires grown on bulk ZnO coatings: mechanical
response to deep cryogenic treatment
M. Cabibbo.......................................................................47
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La Metallurgia Italiana - n. 3/2015
Metallurgia fisica
Lega eutettica Pb-Bi allo stato liquido: studio
dell’ordine a breve raggio
R. Montanari, A. Varone
La conoscenza delle modifiche strutturali che avvengono nella lega eutettica Pb-Bi (LBE) allo stato liquido è
importante sia da un punto di vista scientifico che applicativo. Questa lega è stata selezionata come liquido
di raffreddamento e come sorgente di neutroni di spallazione nello sviluppo di MYRRHA (ADS), quindi le sue
proprietà termo-fisiche giocano un ruolo molto importante.
Esperimenti di Spettroscopia Meccanica [1-2] evidenziano nella lega allo stato liquido la presenza di un ampio
massimo di frizione interna e una grossa variazione del modulo elastico tra 350 °C e 520 °C. Dopo fusione il
modulo elastico della lega decresce in maniera costante fino a ~350 °C, poi a 400 °C si registra un brusco calo
che copre un intervallo di temperatura di circa 170 °C, infine, sopra 520 °C il modulo continua a decrescere con
una pendenza molto simile a quella iniziale.
Lo scopo di questo lavoro è stato quello di investigare mediante diffrazione X ad alta temperatura (HT-XRD)
la struttura della lega LBE e la sua evoluzione in un esteso intervallo di temperatura (fino a 720 °C). I risultati
mostrano che l’ordine a breve raggio della lega subito dopo fusione corrisponde a una struttura cubo-ottaedrica
che progressivamente evolve verso una struttura icosaedrica al crescere della temperatura. Tale trasformazione si
completa intorno a 720 °C.
Keywords: Lega Pb-Bi eutettica - LBE - Metallo liquido - Diffrazione dei raggi X ad alta temperatura RDF - Trasformazione strutturale
INTRODUZIONE
La lega LBE è stata selezionata come liquido raffreddante
e sorgente di neutroni per lo sviluppo di MYRRHA (ADS)
[3]. Questo nuovo tipo di reattore può essere considerato
una delle possibili soluzioni ai problemi legati alla produzione di rifiuti nucleari in quanto è in grado di trasmutare
le scorie con alta radioattività e lunghi tempi di dimezzamento [4].
Possibili cambiamenti strutturali del liquido raffreddante
possono influenzare l’interazione di quest’ultimo con i materiali strutturali. Per tali ragioni in studi precedenti [2] la
lega LBE è stata analizzata mediante frizione interna (IF) e
misure di modulo elastico dinamico a temperature molto
maggiori di quella di fusione (125 °C) usando un nuovo
metodo da noi sviluppato. Dopo la fusione della lega, gli
andamenti di Q-1 e E/E0 (il modulo elastico E è normalizzato al valore iniziale E0) in funzione della temperatura sono
R. Montanari, A. Varone
Dipartimento di Ingegneria Industriale,
Università di Roma-Tor Vergata,
Via del Politecnico 1, 00133 Roma, Italia
caratterizzati da una marcata caduta del modulo elastico
che inizia a 350°C. La variazione copre un intervallo di
circa 170 °C, mentre sopra i 520 °C il modulo continua
a decrescere con una pendenza molto simile a quella iniziale. In corrispondenza di tale caduta sono stati registrati
dei massimi di frizione interna. Zu et al.[1] effettuando con
il pendolo torsionale degli esperimenti simili sulla stessa
lega hanno osservato un massimo di Q-1 intorno a 550 °C.
Risultati analoghi sono stati ottenuti anche in leghe PbBi con diversa composizione da quella eutettica oltre che
in altre leghe binarie [5-7]. In tali studi si è assunto che
la struttura della lega fosse eterogenea dopo la fusione,
con la presenza di un numero, seppur ridotto, di cluster
cristallini che ad alta temperatura tendono a disgregarsi
determinando una struttura più uniforme.
Questi risultati sono in accordo con anomalie della conduttività elettrica s(T) osservate da Plevachuk et al. [8] e
Li et al. [9], i quali attribuirono queste deviazioni dalla linearità a una disomogeneità strutturale del metallo liquido.
Brazhkin et al. [10] osservarono la presenza di una trasformazione del primo ordine dipendente dalla pressione
in alcuni metalli liquidi quali: Se, S, Bi, Sn, Sb, Te, e I che è
stata attribuita ad un cambio nell’ordine a breve raggio del
liquido. Transizioni simili sono state studiate anche nel P
3
Memorie
e N [11-12]. Anche in alcune leghe binarie quali Sn, Pb-Bi,
Pb-Sn, In-Bi [1-2,13-14] sono stati registrati dei cambiamenti nella struttura del liquido a temperature molto superiori a quella di liquidus, ovvero in una zona del diagramma
di stato dove non sono presenti curve.
Per comprendere meglio l’evoluzione strutturale che la
lega eutettica Pb-Bi subisce all’aumentare della temperatura sono state effettuate misure di diffrazione X ad alta
temperatura (HT-XRD) fino a 720 °C e dagli spettri di diffrazione è stata determinata la funzione di distribuzione
radiale (RDF) che fornisce informazioni sull’ordine a breve
raggio presente nel metallo liquido. E’ stato anche realizzato un modello per descrivere la ri-organizzazione degli
atomi e la sua evoluzione in funzione della temperatura.
Infine, la RDF è stata interpolata con le funzioni di coppia
per determinare la distanza delle coppie atomiche Pb-Pb,
Bi-Bi e Pb-Bi nel fuso fino a 720 °C.
dove Zm e fm sono rispettivamente il numero atomico
e il fattore di scattering atomico degli atomi di tipo
m. La somma UC è estesa a tutti gli atomi nell’unità di
composizione. Il fattore di scattering vale fm = Km fe dove m
= 1 per il Pb e m = 2 per il Bi (Z1 = 82 e Z2 = 83).
L’intensità di diffrazione X, I(Q), viene usualmente
espressa in termini di Q=4psinθ/l dove θ è l’angolo
di diffrazione e λ è la lunghezza d’onda. La curva
sperimentale è preliminarmente corretta dagli effetti
dovuti all’assorbimento A e alla polarizzazione P per
ottenere l’intensità I*(Q) che poi sarà convertita in unità
assolute Ieu*(Q). Ulteriori dettagli sulla procedura sono
riportati in [16].
La funzione i(Q) può essere quindi espressa in termini di
Ieu*(Q):
Materiali e metodi
dove I*eu(Q)/N è l’intensità in unità elettroniche per atomo
e 1/g2(Q) è un fattore di convergenza. La funzione g(Q) =
1 quando Q = 0.
La RDF è stata calcolata utilizzando la seguente relazione:
Il materiale esaminato è la lega Pb-Bi con composizione
eutettica (Pb 44.1-Bi 55.9 % at).
Le misure HT-XRD sono state effettuate mediante l’impiego di una camera ANTON PAAR HT-16 con un porta-campione adatto a contenere il metallo liquido in atmosfera
di gas inerte. Gli spettri di diffrazione sono stati registrati
utilizzando la radiazione Mo-Kα (λ = 0.7093 Å) e incrementando la temperatura per monitorare possibili cambiamenti strutturali che avvengono nel metallo liquido.
Durante ciascun test la temperatura, controllata mediante una termocoppia posta direttamente in contatto con il
campione, è stata mantenuta costante (± 0.1 K). Gli spettri
XRD sono stati misurati nell’intervallo angolare 2Q 5-55°
con passo di 0.05° e tempo di conteggio di 5 s per passo.
Prima di ciascun test la temperatura è stata mantenuta
costante per circa 30 minuti in modo che il campione potesse raggiungere la corretta stabilità termica. Dallo spettro di diffrazione del metallo liquido è stata determinata
la funzione RDF, 4pr2r(r). Essa fornisce informazioni sul
numero di atomi posti a una distanza compresa tra r e r+dr
dal centro di un dato atomo.
(2)
(3)
dove re è la densità elettronica media nel campione.
La curva RDF differenziale G(r) può essere ottenuta
2
sottraendo il contributo parabolico 2p r r e ∑UC Z j alla
RDF.
Le posizioni r1 e r2 del primo e del secondo massimo della
RDF possono essere determinate con estrema precisione
e rappresentano il raggio medio del primo e del secondo
guscio atomico attorno ad un atomo che viene preso
come riferimento. Dal rapporto r2 / r1 è possibile ottenere
indicazioni sull’arrangiamento atomico nel liquido.
Siccome i raggi atomici del Pb e del Bi sono molto simili
(raggio atomico: Pb = 0.175 nm , Bi = 0.143 nm) i picchi
della RDF sono la sovrapposizione del contributo delle
coppie Pb-Pb, Bi-Bi e Pb-Bi.
Introducendo le funzioni di coppia Pij:
(4)
Analisi degli spettri xrd
la RDF può essere quindi espressa come segue:
In un liquido poli-atomico come nel caso della lega LBE
si può scegliere una conveniente unità di composizione,
designata con UC, come unità di struttura. In questo
modo il liquido risulta completamente costituito da tali
unità. In generale per una lega binaria del tipo AXB1-X si
possono usare come unità di composizione X atomi di A
e 1-X atomi di B. Nel caso presentato avremo quindi X =
44.1 % e 1-X = 55.9 % .
Il fattore di scattering medio per elettrone fe è dato dalla
seguente relazione [15]:
5)
(1)
4
Combinando l’Eq. (3) e l’ Eq. (5) si ottiene la seguente
espressione:
(6)
Le funzioni di coppia Pij(r) sono state determinate
mediante l’ Eq. (5) introducendo per le coppie Pb-Pb e BiBi i valori di rij determinati per i metalli puri. Le distanze
delle coppie Pb-Bi e i valori di Nij sono stati adattati nel
termine a sinistra dell’ Eq. (6) in modo da ottenere la
Metallurgia fisica
migliore interpolazione del termine a destra. Il metodo è
stato utilizzato per analizzare gli spettri di diffrazione della
lega allo stato liquido alle diverse temperature.
In Fig. 1 sono riportate le funzioni G(r) per alcune
temperature selezionate.
Per descrivere la struttura del liquido la distanza media
r1 tra atomi primi vicini è di particolare rilevanza, essa
corrisponde alla posizione centrale del primo massimo
della RDF. Come risulta particolarmente evidente dalla
Fig. 2 il valore di r1 in funzione della temperatura decresce
in maniera netta appena si raggiunge la temperatura di
350°C. A temperature superiori a 520°C r1 non subisce
più sostanziali variazioni.
È possibile notare che la brusca variazione di r1 ha luogo
in corrispondenza dello stesso intervallo di temperatura
dove è stata osservata la caduta del modulo elastico [2].
Dall’ analisi degli andamenti delle RDF in funzione della
temperatura è stato inoltre possibile osservare che il primo
massimo si muove verso angoli più alti mentre il secondo
in direzione opposta. Questo spostamento indica un riarrangiamento atomico che può essere descritto mediante
il rapporto r2/r1 come mostrato in Fig. 3.
Il rapporto r2/r1 passa da un valore di ~1.41 subito dopo la
fusione a ~1.61 quando la temperatura raggiunge 720 °C.
Per comprendere tali risultati è utile considerare alcuni
studi fatti da Reichert et al. [17]. Questi ricercatori furono
i primi ad osservare sperimentalmente una simmetria a
base cinque nel Pb liquido catturando frammenti di liquido
su Si monocristallino (111) e misurando la radiazione
X evanescente che risulta estremamente sensibile
all’interfaccia solido-liquido. Questa è stata la prima
evidenza sperimentale dell’esistenza in un liquido monoatomico, di un impacchettamento di tipo icosaedrico come
era stato già ipotizzato da Frank [18] e Bernal [19].
Se si considera che in un liquido gli atomi interagiscano
mediante un potenziale simmetrico come quello di LennardJones, l’arrangiamento locale che gli atomi tenderanno ad
avere sarà un impacchettamento poliedrico di icosaedri
formati da 13 atomi. Questo tipo di configurazione
richiede infatti 8.4 % di energia in meno rispetto a una
configurazione di cluster con alto impacchettamento di
tipo cristallino.
La principale caratteristica di una simmetria a base cinque
come quella che si ha in un icosaedro è che essa non è in
grado di ricoprire l’intero spazio e quindi non consente di
formare un cristallo. Un impacchettamento di questo tipo
può essere quindi visto come un tentativo di massimizzare
la densità a breve raggio. La più densa configurazione che
può essere creata utilizzando delle sfere rigide è quella
di un tetraedro e unendo 12 tetraedri tra loro attorno a
un vertice comune è possibile formare un icosaedro come
quello mostrato in Fig. 4 (a). Nella struttura icosaedrica il
rapporto r2 / r1 ovvero tra la distanza di atomi secondi e
primi vicini è pari al numero aureo f = 1.618.
G(r)
Risultati E discussione
Fig. 1 - Curve G(r) ottenute a diverse temperature
Fig. 1 - G(r) curves at different temperatures
Fig. 2 - Distanza media r1 degli atomi primi vicini in
funzione della temperatura
Fig. 2 - Average distance r1 of 1st nearest neighbour atoms
determined at different temperatures
Fig. 3 - Rapporto r2/r1 in funzione della temperatura
Fig. 3 - Trend of the ratio r2/r1 vs temperature
5
Memorie
a)
b)
Fig. 4 - Struttura icosaedrica
(a) e cubo-ottaedrica (b).
Nelle figure sono mostrati gli
atomi primi e secondi vicini
ad un atomo preso come
riferimento (O)
Fig. 4 - Icosahedral (a) and
cuboctahedral (b) structure.
Figures show the first and the
second neighbour atoms of a
given atom (O).
a)
b)
Fig. 5 - Il modellino mostra
le strutture cubo-ottaedrica
(a) e icosaedrica (b)
Fig. 5 - Model shows the two
structures: cuboctahedral (a)
and icosahedral (b)
Subito dopo la fusione (125°C) il rapporto r2 / r1 della lega
LBE risulta essere pari a 1.41, un valore molto vicino a 2
dunque l’arrangiamento elementare degli atomi nel Pb-Bi
allo stato liquido corrisponde piuttosto a una configurazione
costituita da cuboottaedri, come quello mostrato in Fig.
4 (b), piuttosto che a un icosaedro. Con l’aumentare
della temperatura il rapporto r2/r1 (Fig. 3) subisce un
incremento progressivo fino a 720°C, temperatura alla
quale diventa pari a ~1.61, valore estremamente vicino al
numero aureo f. Questo risultato indica sostanzialmente
che l’ordine a breve raggio della lega eutettica si modifica
seguendo un’evoluzione strutturale che porta il liquido
da una configurazione di tipo cubo-ottaedrica a bassa
temperatura, appena dopo la fusione, a una configurazione
di tipo icosaedrica a 720 °C.
Siccome la RDF rappresenta il numero medio di atomi
posti a una distanza compresa tra r e r + dr dal centro di
un dato atomo preso come riferimento, essa rappresenta
la struttura media del liquido ma non fornisce ulteriori
dettagli legati alle specifiche strutture che possono
temporaneamente esistere in una zona o in un’altra. Di
fatto è una media nel tempo e nello spazio quindi un certo
rapporto r2/r1 non permette di sapere se esiste un’unica
configurazione in tutto il fuso oppure se coesistono più
strutture di cui il rapporto in questione è la media. In altre
parole l’arrangiamento atomico nella lega liquida ad una
temperatura qualsiasi tra 125 °C e 720 °C potrebbe essere
costituito dalla coesistenza di cluster cubo-ottaedrici e
icosaedrici con quantità relative che variano in funzione
della temperatura stessa.
6
Ipotizzando che il rapporto r2/r1 dipenda da una singola
configurazione in tutto il fuso si è cercato di descrivere
la trasformazione che porta da un cubo-ottaedro ad un
icosaedro. Per comprendere bene come sia possibile il
passaggio da una configurazione all’altra è stato anche
realizzato un modello fisico in legno (Fig. 5).
Sia l’icosaedro che il cubo-ottaedro sono poliedri che
possono essere costruiti a partire da un ottaedro, un
solido con 12 spigoli di lunghezza a. Se gli atomi occupano
le posizioni centrali di ciascun spigolo dell’ottaedro
(coordinata 0.5 a) costituiscono i vertici di un cuboottaedro (Fig. 5 a), se invece occupano le posizioni ottenute
dividendo ciascun spigolo per il numero aureo (1/1.618) a
= 0.61 a formano i vertici di un icosaedro (Fig. 5 b). Però
per ogni spigolo ci sono due posizioni 0.61 a quindi nella
trasformazione da cubo-ottaedro a icosaedro gli atomi si
devono spostare tutti in modo coordinato. In particolare,
facendo riferimento a ciascuna faccia triangolare
dell’ottaedro si debbono spostare o tutti in senso orario o
tutti in senso antiorario. Ovviamente le posizioni intermedie
tra 0.5 a e 0.61 a possono rappresentare le configurazioni
presenti nel liquido a temperature tra 125 °C e 700 °C.
L’evoluzione strutturale osservata è pertanto associabile a
cambiamenti strutturali in cui gli atomi del metallo liquido
disposti inizialmente in una configurazione cubo-ottaedrica
si riorganizzano in una configurazione icosaedrica.
L’andamento mostrato in Fig. 3 non è continuo ma mostra
un plateau tra 350 e 520 °C, nello stesso intervallo in
cui sono stati registrati la variazione di modulo elastico e i
massimi di frizione interna [2].
Metallurgia fisica
Fig. 6 - (a) Analisi del 1° massimo della RDF ottenuta 125 °C. (b) La tabella mostra le distanze rij delle coppie PbPb, Bi-Bi e Pb-Bi determinate ad alcune temperature più significative.
Fig. 6 - (a) Fitting of the first RDF maximum at 125°C. (b) Table shows the distance rij between Pb-Pb, Bi-Bi and Pb-Bi pairs
for some temperatures
Alla luce di questi risultati si è pensato di effettuare
un’ulteriore analisi sugli andamenti delle RDF. In particolare
si è voluto osservare come varia il contributo delle varie
funzioni di coppia Pb-Pb, Bi-Bi e Pb-Bi per ciascun massimo
della RDF in funzione delle diverse T. I picchi della RDF
sono in realtà la somma del contributo delle coppie PbPb, Bi-Bi e Pb-Bi in quanto per tale lega la loro posizione
centrale è molto vicina ed è quindi impossibile distinguere
i diversi contributi. Per tale ragione sono state effettuate
delle interpolazioni mediante le funzioni di coppia Pij(r).
In Fig. 6, a titolo di esempio, si mostra l’interpolazione
del primo massimo della RDF a 126 °C. Come è possibile
osservare la RDF viene correttamente interpolata dalle
funzioni P11 (Pb-Pb) e P22 (Bi-Bi) senza dover considerare
il contributo delle coppie miste Pb-Bi. Le stesse analisi
sono state effettuate anche sulle RDF ottenute ad altre
temperature fino a 720 °C. In tabella sono riportate le
posizioni centrali delle funzioni di coppia P11 (Pb-Pb), P22
(Bi-Bi) e P12 (Pb-Bi) così ottenute.
Fino a 350 °C la coppia mista Pb-Bi non è presente
indicando che nonostante l’avvenuta fusione della lega allo
stato liquido vi è ancora la presenza di numerosi cluster
provenienti dal solido originale. Mentre incrementando
la temperatura la struttura del metallo liquido tende a
uniformarsi (comparsa delle coppie miste) diventando un
liquido progressivamente più omogeneo.
ConclusionI
Alla luce dei risultati ottenuti è possibile concludere
che allo stato liquido la lega LBE subisce un’evoluzione
strutturale che viene descritta dal rapporto r2/r1 (Fig. 3) in
funzione della temperatura.
Gli atomi subito dopo la fusione hanno un ordine a breve
raggio consistente con una configurazione di tipo cuboottaedrica (r2/r1=1.41). All’aumentare della temperatura il
rapporto r2/r1 cresce fino a raggiungere a 720 °C il valore
1.61 indicativo di una configurazione di tipo icosaedrico.
La trasformazione geometrica cubo-ottaedro —› icosaedro
è stata descritta e verificata utilizzando un piccolo modello
fisico da noi realizzato.
L’interpolazione delle curve RDF con le funzioni di coppia
mostra che nella lega non sono presenti coppie miste
Pb-Bi dalla fusione (125 °C) fino a 350 °C. Sopra questa
temperatura si formano coppie miste Pb-Bi e la lega
diventa più omogenea.
Ringraziamenti
Gli autori ringraziano i Sigg. Benedetto Iacovone e Piero
Plini del Dipartimento di Ingegneria Industriale dell’
Università di Roma-Tor Vergata per la preparazione dei
provini.
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Liquid Pb-Bi eutectic alloy:
study of short-range order
Keywords: Pb-Bi eutectic alloy - LBE - Liquid metal - High-temperature X-ray diffraction RDF - Structural transformation
Liquid Pb–Bi eutectic (LBE) alloy has been selected as a coolant and neutron spallation source for the development
of MYRRHA, an accelerator driven system (ADS). This new reactor type might be one of the possible solutions for
the nuclear waste problem because it is able to transmute high level radioactive waste and long lived actinides. The
ADS technology however requires special operating conditions. The materials need to resist temperatures ranging
between 200-550°C under a high energy neutron flux and in contact with the LBE. This condition increases liquid
metal corrosion and embrittlement, in fact the limitation of ADS life is due to the relatively low corrosion resistance
of structural materials in the LBE environment. The compatibility of structural materials with liquid LBE at high
temperature is one of the key issues for the commercialization of such fast reactors.
Possible structural changes of the liquid may affect the interaction of LBE with structural materials. Therefore, in
previous works LBE was investigated by internal friction (IF) and dynamic modulus measurements far above the
eutectic temperature (125 °C) by using a new method developed by us. After melting the alloy exhibits a steady
modulus decrease up to 350 °C, here a remarkable drop is observed covering a temperature range of about 170 °C.
Finally, above 520°C, modulus continues to decrease with slope very close to the initial one. In correspondence of
the modulus drop two IF maxima were detected: the first centered at ~350 °C, the second at ~460 °C. Anomalies
of the liquid metal have been evidenced by other investigators as well. It is believed that the structure of the alloys
is heterogeneous after melting, with residual minor crystals still existing and, when the critical temperature is
reached, the residual conglomerates are broken and the uniform structure appears.
To better understand the nature of LBE structural evolution vs. temperature High Temperature X-Ray Diffraction
(HT-XRD) measurements have been carried out up to 720 °C; from diffraction patterns the radial distribution
function (RDF) has been calculated (some G(r) curves are reported in Fig. 1). RDF provides information about
possible changes of liquid metal.
The average distance r1 between the 1st nearest neighbour atoms is of particular relevance: the position (Fig. 2) and
shape of 1st RDF peak progressively change as temperature increases with strict correspondence with the dynamic
modulus drop previously observed by us.
The trend of the ratio r2 / r1 vs. temperature (Fig. 3) showed that just after melting r2 / r1 is ~ 1.41, increases till to
reach the value of ~1.61 at 720 °C. The result indicates that the short-order of liquid LBE gradually changes from
a cuboctahedral configuration (the ratio is 2 ) just after melting to an icosahedral one (the ratio corresponds to
the golden ratio f = 1.618 ) at 720 °C. The two structures of the liquid are shown in Fig. 4.
To describe structural re-arrangement of atoms in the liquid from cuboctahedral to icosehedral configuration a
model has been realized (Fig. 5).
The fitting of the first RDF peak by pair functions Pij(r) permitted to identify and determine the single contributions
at increasing temperature. From melting up to 350 °C, the mixed Pb–Bi pairs are not present. They appear at
350 °C and their contribution to RDF 1st peak becomes more important as temperature increases. In fact, the
increasing number of Pb-Bi pairs corresponds to a more homogeneous elemental distribution in the alloy.
8
Schiume metalliche
Mechanical characterization of aisi 316 tubes
filled with Al alloy foams
G. Costanza, A. Sili, M.E.Tata
In tubular elements filled with metal foams the structural collapse is delayed in comparison with the empty tubes,
consequently compression strength and absorbed energy increase. Production methods of foams are crucial, as
they determine cellular morphology and bonds formation with tube wall. In this work AISI 316 steel tubes filled
with foam of commercially pure Al and Al-Si alloys with hypoeutectic compositions were produced. The process
parameters were optimized to obtain closed cells foams with an acceptable morphology of porosity and good
mechanical properties. Foams were characterized by optical and scanning electron microscopy and by computer
tomography; mechanical properties were investigated by axial compression tests (performed on foam samples
and on Cu tubes, empty or filled with foams) and radial compression “Brazilian test” (carried out on AISI 316
tubes, empty or filled with foams).
Keywords: Aluminum foams - Metallography - Mechanical Testing - Non-destructive testing - Processes
INTRODUCTION
In the automotive industry particular attention has been
oriented to the utilization of structural elements as energy
absorbers, in order to guarantee good passenger protection
by transforming, in the event of collision, kinetic energy in
deformation energy [1]. Cellular materials, as metal foams,
light and high energy absorber, are very attractive in automotive applications where crashworthiness, fuel saving
and CO2 emission restraint are critical parameters [2].
In recent years, aluminum foams have been widely used
thanks to their low density and melting point which facilitate production process [3]. Their porous structure allows
to absorb significant amounts of energy at constant and
relatively low stress; in particular compression behavior
is affected by cells morphology, as quoted in literature
through experimental surveys [4,5] and numerical simulation [6]. Strain rate is critical for compression behavior
of foams [7]: in quasi-static conditions, the compression
diagram of a closed-cell Al foam is characterized by a short
initial elastic phase, a broad plateau of plastic deformation
(up to strain around 50-60%), with the gradual disappeaG. Costanza, M.E.Tata
Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università di
Roma - Tor Vergata
A. Sili
Dipartimento di Ingegneria Elettronica, Chimica e
Ingegneria Industriale, Università di Messina
rance of cells of greater diameter, and a final stage with
a sudden load increase due to cells collapse in the whole
sample [8]. Compression properties, such as elastic modulus, plastic plateau wideness and related absorbed energy
depends on the collapse mode of cells [9, 10], which are
affected by production process parameters [11]. In this
field computer tomography has been experimented as a
useful tool for observing, step by step, compression of a
single sample [8].
Metallic tubes filled with Al foam cores are attractive
because of the interaction between tube wall and foam
which delays the structural collapse and increases energy absorption during compression or bending [12]. The
efforts of many researchers have been directed towards
the optimization of foaming conditions inside tubes [13],
testing the effects of such filling on impact energy absorption in structural components [14], developing numerical
simulation in order to study the buckling patterns [15] and
carrying out size optimization of a hollow tube acting as
energy absorber, evaluating also the effects of filling [16].
During deformation of a tube filled with metal foam, the
collapse mode of cells and their interaction with the container inner surface play an important role. As regards the
production process, it is necessary to avoid the formation
of an insulating oxide film between foam and tube internal
surface: the possibility of obtaining the formation of metallurgical bonds through foaming in situ with appropriate
precautions was experimented in [17]. A careful investigation of metal foams and filled tubular elements requires
the preparation of numerous specimens at different compression levels, in order to perform a 3D reconstruction
9
Memorie
during deformation of both cells structure [18] and the
whole foam/tube system [19].
In a previous work [19], copper tubes filled with aluminum foam were produced through a foaming compacted
powders inside them: the axial compression behavior of
these elements was studied by means of tomographic observations carried out at various levels of compression.
In this work AISI 316 steel tubes filled with foam of commercially pure Al and Al-Si hypoeutectic alloy are produced
too. The first goal has been the process parameters optimization to obtain closed cells foams with an acceptable
morphology of porosity and good mechanical properties,
successively manufacturing filled tubes to be utilized as
energy absorber. Foams were metallographically characterized by optical and scanning electron microscopy (SEM)
and by computer tomography (CT); mechanical properties were investigated by axial compression test on foams
samples and copper tubes (empty or filled) and radial
compression “Brazilian test” on AISI 316 tubes (empty or
filled).
ring foaming. Precursors were placed inside Cu tubes or
AISI 316 steel tubes: both tubes were 16 mm diameter and
1 mm thickness and were utilized as crucibles inside a furnace at 700°C (optimal temperature for a continuous H2
release) for 5 min (in the case of Cu tubes) or 8 min (AISI
316 tubes). Then samples were extracted from the furnace
and water cooled. These combinations of process temperature and time were experimented as suitable for a good
compromise between melt viscosity and foam growth.
MATERIALS AND METHODS
Compression tests
Foams production
Compression tests were performed on cylindrical specimens of foams and tubes (empty or filled) at crosshead
constant speed (2 mm/min), with a data acquisition frequency of 5 Hz. For safety reasons, the maximum load did
not exceed 45 kN, being the load cell capacity equal to
50 kN.
Foams production was performed by compacted powders
method [20]. On the basis of the process parameters developed in previous work [21 - 24], foams with closed cells
of AlSi hypoeutectic alloys were produced. Silicon lowers
the melting point of aluminum making it closer to that of
the foaming agent decomposition (465°C). Such alloying
gives a remarkable increase of hardness than pure aluminum, improving wear resistance and mechanical properties in general; however, an excess of Si gives excessive
fluidity making difficult to control bubbles growth; moreover Si can significantly embrittle the cells walls carrying to
collapse during deformation.
Commercially pure Al powder (96.6%), alone or with AlSi12 alloy powder to obtain hypoeutectic compositions
(both 44 μm average diameter), was suitable mixed with
TiH2 powder as foaming agent (5 μm average diameter)
and SiC powder (37 μm average diameter) to increase viscosity and stabilize porosity by acting on the interface
metal - bubble.
The following compositions were considered: TiH2 (0.4
- 0.6 weight %), SiC (3 - 9 weight %) and metals powder
(commercially pure Al, alone or together with AlSi12) to
balance. These powders were carefully mixed to have a
homogeneous precursor, because, especially for TiH2 particles, it is a fundamental requirement for producing foams
of good quality [25].
In order to obtain precursors with diameter of 15 mm and
height of 10 mm, powder mixtures were compacted in a
mold, by means of hydraulic press, choosing the optimum
load for crushing any oxide inside powders (120 kN for
commercially pure Al and 150 kN for Al-Si alloys, as a consequence of their greater mechanical strength). The oxide
layer was removed from the precursor surface by mechanical abrasion, to avoid any obstacle to bubble growth du10
Metallographic and tomographic investigations
Samples of foams and tube sections, after appropriate metallographic preparation and etching with HF (0.5%), were
observed by optical microscopy and SEM. Moreover, CT
investigations were performed by a variable focus apparatus (Cu filament and X-ray accelerating voltage of 225 kV),
operating in the field of micro-macro focus with spatial resolution up to 30 microns. The 2D images of tube sections
were elaborated to increase contrast and brightness in order to highlight cells structure and foam - wall interfaces.
Axial compression test
Axial compression tests were carried out to compare commercially pure Al and Al-Si alloys behaviors, excluding tube
stiffening effects. Results of axial compressions on Cu tubes filled with Al foam, performed step by step to take
tomographic images, were also reported [19].
Compression stress is given by the following equation:
1)
σ = 4 P / (π D2)
being P the applied load and D the specimen diameter,
assumed equal to the initial value.
The deformation ε was referred to the crosshead advancement (δ):
2)
ε = (L – Lo) / Lo = δ / Lo
where L is the length of the deformed specimen and Lo its
initial length.
Radial compression test
On steel tubes, because of their higher stiffness compared to copper tubes, were carried out radial compression
tests, named “Brazilian test”. This test is used in the field
of rocks, powder metallurgy [26] and in any case tensile
test cannot be performed [27]. As shown in figure 1, it
gives rise to compression stresses along the direction of
compression (y) and tensile stresses along the perpendicular direction (x).
Schiume metalliche
The compression (σy) and tensile (σx) stresses along the y
axis achieve their maximum values at the origin and assume the following expressions [27]:
3)
σy = - 6 P / (π D l)
σx = 2 P / (π D l)
where l is the axial length of the specimen and D is assumed equal to the initial diameter.
Deformation values were calculated on the basis of the
diameter values along the direction of compression according to the following expression:
4)
e = (Do – D) / Do
being Do the initial diameter.
Fig. 1 - Sketch of the
radial compression
test “Brazilian test”: y
compression stress and x
tensile stress directions.
Fig. 1 - Schema della prova
di compressione radiale
“Brazilian test”: y direzione
degli sforzi di compressione,
x direzione degli sforzi di
trazione.
RESULTS AND DISCUSSION
Process parameters optimization
The best quality of cells morphology was achieved with
commercial pure Al: samples of AISI 316 tube and Cu tube
filled with commercially pure Al are shown in fig. 2, where
the CT image appears suitable to check the bonding conditions between foam and tube wall.
The AlSi6 and AlSi8 foams had good quality, even if some
problems of cells coalescence were encountered. Figure
3 shows three samples of AlSi6 alloy, with 0.4% of TiH2
and different concentrations of SiC. The SiC particles have
the dual effect of increasing liquid viscosity and stabilize
porosity: Banhart’s work shows how improvements can
be achieved by stabilizing bubbles growth during foaming
[29]. In our experiments the optimal content of the stabilizer agent SiC resulted equal to 9%, greater than the quantity of 3% utilized for pure Al foam, while the blowing agent
content was the same (0.4% of TiH2).
About the Si content in the matrix, the best result in terms
of cell morphology (size, shape and regular distribution)
was obtained with the AlSi8 alloy, while other compositions had problems of cells coalescence. In any case these
problems are common to all the AlSi alloys, due to higher
foaming time in the steel crucible.
In figure 4 two samples of AlSi8 foams with two different
content of the blowing agent TiH2 are shown: titanium
Fig. 2 - Samples of tubes
filled with commercially
pure Al foam: a) steel tube
(photographic image of a
section), b) Cu tube (CT image).
Fig. 2 – Campioni di tubi riempiti con schiuma in Al
commercialmente puro: a) tubo di acciaio (immagine
fotografica del tubo sezionato), b) tubo di rame (immagine
tomografica).
Fig. 3 – Effect of SiC content on foaming process
(AlSi6 alloy – TiH2 0.4%): a) 3%, b) 9%, c) 12%.
Fig. 3 – Effetto del tenore di SiC sul processo di
schiumatura (lega AlSi6 – TiH2 0.4%): a) 3%, b) 9%, c) 12%.
hydride begins to dissociate above 465°C, giving rise to
bubbles of H2 and causing the molten metal expansion and
the consequent filling of the crucible.
The TiH2 and SiC contents determine density and, according to the cooling conditions, cells size: the best cell morphology was obtained with a TiH2 content equal to 0.4%.
Fig. 4 – Effects of TiH2 content on foaming process
(AlSi8 – SiC 9%): a) 0.4%, b) 0.6%.
Fig. 4 – Effetto del tenore di TiH2 sul processo di
schiumatura (lega AlSi8 – SiC 9%): a) 0.4 %, b) 0.6%.
11
Memorie
Metallographic investigations
Metallographic investigations confirmed the hypoeutectic
alloy formation. Due to the high melting point, the SiC particles are dispersed in the metal matrix and are perfectly
visible at low magnification (fig. 5a). The metal matrix has
a hypoeutectic morphology with primary Al grains and Si
precipitates at their boundary, clearly recognizable at higher magnification (fig. 5b). The Si particles have average
dimension of about 1 μm (fig. 6).
Compression test
The compression curves of three foam samples (commercially pure Al, AlSi6 and AlSi8), not contained in tubes, are
compared in figure 7: both compression strength and absorbed energy increase with the Si content. The Al foam
has a progressive strain hardening according to deformation. Instead the AlSi alloys curves are characterized by an
initial peak, followed by stress reductions at deformations
above 20%, ascribed to cells collapse due to the alloy brittleness, or other factors such as polyhedral shape cavities
that give rise to a triaxial stress state. In all the examined
cases, at deformations around 80%, stress increases sharply as a result of the generalized cells collapse.
At the end of compression test, the Al foam deformed into
a thin homogeneous disk, while the AlSi ones show some
fractures that can be ascribed to crack nucleation caused
by the combined effects of SiC sharp edges and alloy brittleness.
Cu tubes filled with commercially pure Al foam have a stiffness significantly greater than those of empty tubes, as
shown in figure 8 [19]. Their compression behavior is characterized by a sequence of peaks, each one corresponding to wall buckling.
Cu tube filled with Al foam started buckling with the first
two folds located at the two ends of the sample, while the
third fold grows at half height; instead the empty tube
started to buckle at one of the two ends and continues
sequentially. During the initial stage of deformation (fig.
9a), the cells remain intact and adherent to the tube wall,
with localized detachments at the first fold or at the zones
where folds are to be formed. At successive deformation
step (fig. 9b) cells appear strongly damaged with evident
detachment from tube walls.
Radial compression curves of the AISI 316 tubes, respectively empty and filled with commercially pure Al or AlSi8
alloy foams, are shown in figure 10. All the three diagrams
show a wide plateau of plastic deformation. In general
foam increases the tube stiffness, anyway the AlSi8 foam
is more performing in terms of mechanical strength and
absorbed energy, although Si entails a weight increase.
CONCLUSIONS
Conclusions are drawn with reference to the following topics: foaming parameter optimization, metallurgical and
mechanical characterization of foams, mechanical behavior of tubes filled with foam. Regarding the first point,
12
Fig. 5 – Optical micrographs of AlSi6 foam: a) cell wall
with SiC particles, b) detail of metal matrix.
Fig. 5 – Micrografie ottiche di una schiuma in lega AlSi6: a)
parete di una cellula con evidenza delle particelle di SiC, b)
dettaglio della matrice metallica.
Fig. 6 – SEM micrograph of AlSi6 foam.
Fig. 6 – Micrografia SEM di una schiuma in lega AlSi6.
Fig. 7 – Compression diagrams: commercially pure Al
and AlSi alloys foams.
Fig. 7 – Diagrammi di compressione: schiume in Al
commercialmente puro e leghe AlSi.
Schiume metalliche
a)
b)
Fig. 9 – Tomographic sections at two deformation
steps of a Cu samples filled with Al foam: a) initial
deformation stage; b) after deformation (50%).
Fig. 8 – Compression diagrams: empty Cu tube, Cu
tube filled with commercially pure Al.
Fig. 9 – Sezioni tomografiche a due livelli di deformazione
di un tubo di rame riempito con schiuma in alluminio: a)
fase iniziale della deformazione; b) fase avanzata (50%).
Fig. 8 – Diagrammi di compressione: tubo di Cu vuoto, tubo
di Cu riempito con schiuma in Al commercialmente puro.
commercially pure Al and AlSi alloy foams of good quality
were obtained starting from compacted powders, thanks
to the optimization of blowing and stabilizer agents contents according to process time and temperature.
Commercial pure Al foams showed the best morphology
quality of cells; the AlSi6 and AlSi8 foams had a good quality too, even if some problems of cells coalescence were
encountered. Greater compression strength and absorbed
energy were achieved testing the AlSi hypoeutectic alloys,
in particular both the two properties increased if the Si
content changed from 6 to 8 %.
Finally it was experimented that compression strength and
absorbed energy of Cu and AISI 316 tubes filled with foams
are significantly greater than those of empty tubes. During
axial compression, Cu tubes showed characteristic buckling folds and related peaks in the stress - strain curve;
instead the AISI 316 tubes, tested by radial compression,
gave continuous curves.
Fig. 10 – Radial compression “Brazilian test”
results (compression stress according to diametral
deformation)
Fig. 10 – Risultati della prova di compressione radiale
“Brazilian test” (sforzi di compressione in funzione della
deformazione diametrale).
ACKNOWLEDGEMENTS
We would like to thank Mr. Piero Plini and Mr. Benedetto
Iacovone for technical support during mechanical testing;
Dr. Francesco Brugnolo and Dr. Livio Longobardi, who contributed actively to this research carrying out their thesis.
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Tribologia
Effetti della diluizione sulla microstruttura
e comportamento ad usura
di una lega Fe-C-B-Cr-Mo
L. Rovatti, J. N. Lemke, M. Colombo, O. Stejskal, M. Vedani
Generalmente tra le leghe hardfacing a base ferro quelle ipereutettiche, composte da carburi primari in una
struttura eutettica, offrono le migliori prestazioni ad usura. L’ottimizzazione della composizione chimica di tali
leghe, però, deve tener conto del fenomeno della diluizione. Durante la deposizione, la diffusione di elementi di
lega e la fusione del substrato possono modificare la sequenza di solidificazione della lega. Ciò porta ad una
diminuzione della frazione dei carburi primari e alla variazione delle proprietà del rivestimento.
Lo scopo della ricerca è stato quello di analizzare gli effetti della diluizione. In un primo approccio la diluizione
viene simulata tramite la fusione di una lega ipereutettica Fe-C-B–Cr-Mo con aggiunte crescenti di ferro puro.
Successivamente è stata analizzata la fusione della lega direttamente in crogioli di acciaio. I risultati derivanti dalla
simulazione sono infine messi a confronto con quelli ottenuti dalla deposizione della lega tramite un processo
industriale di spin casting. L’evoluzione microstrutturale dopo diluizione è stata studiata tramite microscopia
ottica, elettronica, diffrazione dei raggi X, misure DSC e di microdurezza, mentre la resistenza ad usura è stata
analizzata attraverso prove pin-on-disc.
Parole chiave: Rivestimenti - Tribologia - Microscopia elettronica - Ghisa- Fusione e Rifusione
Introduzione
La metodologia hardfacing consente di aumentare le proprietà di resistenza ad usura di utensili e parti meccaniche
tramite la deposizione di un rivestimento duro e ad elevate
proprietà tribologiche senza alterare la tenacità del substrato [1]. Le leghe hardfacing sono generalmente costituite da fasi dure come composti intermetallici, carburi e
boruri dispersi in una matrice metallica più duttile. Tra le
leghe hardfacing a base ferro quelle ad alto contenuto di
elementi di lega come Cr, Mo, V e Nb sono impiegate per
applicazioni industriali in cui è richiesta elevata resistenza
a corrosione e ad usura. Alcune tra le principali applicazioni si trovano nel settore minerario, lavorazione del calcestruzzo o nel processo di estrusione dei polimeri [2-4].
I processi di deposizione adatti a produrre rivestimenti
hardfacing con spessori rilevanti che possono raggiungere alcuni millimetri sono le tecnologie di Laser cladding,
Plasma Transferred Arc cladding, processi di Spin Casting
o altre tecnologie di saldatura ad arco [5,6]. Oggi il conL. Rovatti, J. Lemke, M. Colombo, M. Vedani
Politecnico di Milano,
Dipartimento di Meccanica, Milano
O. Stejskal
Bernex Bimetallic Sro, Modrice bei Brno,
Czech Republic
trollo della diluizione sta acquisendo importanza per tutte
le tecniche di deposizione, al fine di ottenere rivestimenti
di elevata qualità [6,7]. Se un minimo livello di diluzione
è richiesto per assicurare la continuità tra rivestimento e
substrato, un alto livello di diluizione non consente di preservare l’omogeneità della microstruttura e delle proprietà
tribologiche del rivestimento [8]. La diluizione è causata
dall’interdiffusione degli elementi di lega e da una parziale fusione del substrato. Specialmente in leghe ad alto
contenuto di C e B che diffondono nel modo interstiziale,
la diluizione può modificare sensibilmente la sequenza di
solidificazione della lega hardfacing riducendo la frazione
delle fasi dure del rivestimento [8, 9].
In letteratura sono presenti pochi esempi di studi sistematici sugli effetti della diluizione sulla microstruttura e
sulle proprietà di leghe hardfacing a base ferro e ad alto
contenuto di B e C [8,10]. Considerando che la diluizione
chimica può essere definita come percentuale di materiale
base nel rivestimento [7], in questa ricerca sono stati analizzate le conseguenze della diluizione in una lega hardfacing Fe-C-B–Cr-Mo attraverso graduali aggiunte di Fe puro.
In un secondo stadio, per realizzare condizioni di diluizione
più rappresentative, le polveri hardfacing sono state fuse
direttamente in crogioli di acciaio. Questo approccio è stato sviluppato per simulare gli effetti del processo di spin
casting, un processo di deposizione di rivestimenti a basso
punto di fusione sulla superficie interna di cilindri usati nel
campo industriale dell’estrusione dei polimeri.
15
Memorie
Come ultima fase dello studio è stata analizzata la microstruttura di un inlay prodotto da spin casting industriale
mettendola a confronto con quella ottenuta dalla simulazione sperimentale.
Materiali e procedura sperimentale
Nel presente studio sono stati investigati gli effetti della
diluizione su una lega ipereutettica la cui composizione è
riportata in tabella 1. La lega contiene un alto tenore di
C, B, Cr e di altri elementi di lega che formano carburi e
boruri stabili in modo da garantire un’elevata resistenza a
corrosione e a usura.
C+B
Si
Mn
Cr
Ni
Mo
V
Cu Fe
5.5-6 1.9-2.4 0.2-0.5 9-10 3.5-4.5 5-6 0.07-0.1 1-1.5 Bal.
Tab. 1 Composizione della lega base (% in peso)
Table 1 - Chemical composition of the reference alloy (wt.%)
Le polveri della lega hardfacing, (granulometria 45-355 μm)
sono state miscelate con quelle di ferro puro (grado di purezza del 99%, granulometria 50-150 μm) e poste in crogioli
di allumina (dimensioni di 30 x 15 x 10 mm) per la fusione
all’interno di un forno in atmosfera controllata sotto flusso
di argon. Nella seconda modalità di indagine in laboratorio,
le polveri non diluite sono state portate a fusione in crogioli
di acciaio (dimensioni di 40 mm x 30 mm 45 mm e qualità
C60) per riprodurre le reali condizioni di diluizione.
I crogioli utilizzati per le fusioni sono riportati in figura 1.
Nella figura 1b è riportata la sezione trasversale dei crogioli di acciaio dopo fusione della lega base. A seguito dei
processi di fusione i campioni sono stati sezionati e caratterizzati tramite prove DSC per misurare l’intervallo di solidificazione. Il ciclo termico imposto nelle rampe DSC ha
previsto una velocità di 30°C/min fino a 1250°C, un mantenimento alla temperatura massima di 15 min, seguito da
un raffreddamento con la stessa velocità fino a temperatura
ambiente. Analisi di diffrazione ai raggi X (XRD) sono state condotte tramite una strumentazione PANalitical X-Pert
PRO utilizzando la radiazione CuKα (λ = 0,15418 nm) per
determinare le fasi presenti. Le analisi microstrutturali al
microscopio ottico (OM) ed elettronico (SEM) sono state realizzate dopo levigatura con carte abrasive, pulitura ai panni con paste diamantate ed attacco chimico con reagenti
Nital 3% e Marble. La durezza dei provini è stata misurata
tramite macrodurometro Vickers (294.3 N), mentre i profili
di microdurezza nei depositi sono stati realizzati utilizzando
un carico di 19.6 N. Le prove di usura sono state realizzate
tramite un tribometro pin-on-disc (CSM Instruments) utilizzando una sfera di Si3N4 (diametro di 6 mm), ad una velocità
lineare di 0.1 m/s per circa 9000 giri per una lunghezza di
300 m. Le tracce di usura sono state osservate al SEM e il
loro profilo è stato misurato tramite un profilometro a contatto da cui è stato ricavato il volume di usura.
Fig.1 - Crogioli di allumina (a) e di acciaio utilizzati per
la fusione delle polveri (b)
Fig.1 Alumina and steel crucibles (a,b) used for melting the
alloy powders
Risultati e discussione
Microstruttura della lega base
La lega base fusa e risolidificata nei crogioli di allumina è
caratterizzata da un’elevata percentuale di fasi dure (84 ±
4.65% in volume) in una matrice metallica, come mostrano
le micrografie riportate in figura 2.
Fig. 2 - Microstruttura della lega base as cast
Fig. 2 - Microstructure of the as cast alloy: OM (a) and
SEM BSE micrograph (b). The table contains the EDS
microanalysis related to the point analysis of figure b
Fig. 3 - Spettro XRD della lega base
Fig. 3 - XRD spectrum of the reference alloy
Dalla caratterizzazione tramite microanalisi EDS e dalla diffrazione ai raggi X (figura 3), nella microstruttura della lega
16
Tribologia
Fig. 4 - Micrografie ottiche
della lega diluita con 20% (a),
30% (b), 40% (c) e 50% (d) di
polvere di ferro puro
Fig. 4 - Optical micrographs of
the diluted alloys with different Fe
addition: 20 wt. % Fe (a), 30 wt.
% Fe (b), 40 wt. % Fe (c), 50 wt. %
Fe (d)
Fig. 5 - Micrografie SEM-BSE
della lega diluita con 20% (a),
30% (b), 40% (c) e 50% (d) di
polvere di ferro puro
Fig. 5 - SEM-BSE micrographs of
the diluted alloys: 20 wt. % Fe (a),
30 wt. % Fe (b), 40 wt. % Fe (c), 50
wt. % Fe (d)
base si evidenzia la presenza di boruri M2B e carburi M7C3
primari (corrispondenti alle fasi più scure in figura 2b), di
carbo-boruri M23(C,B)6 e M3(C,B) di forma sferoidale e di fasi
ricche in Mo di forma lamellare e blocky-shape.
Come riportato in letteratura, la presenza di boruri M2B
e carburi M7C3 si osserva in leghe hardfacing FeCrMoCB
con alto rapporto B/(B+C) come quella in esame [11]. In
aggiunta, Röttger et al. hanno attribuito la presenza di una
struttura lamellare ricca di Mo in questa classe di leghe
hardfacing alla fase eutettica M3B2 [11].
Microstruttura della lega dopo diluizione
Per verificare ed analizzare l’influenza della diluizione sulla
microstruttura della lega hardfacing su substrati di acciaio,
le polveri della lega base sono state miscelate con diverse
aggiunte di polvere di ferro puro. Le micrografie ottiche di
figura 4 illustrano le variazioni microstrutturali della lega
per crescenti livelli di diluizione. E’ possibile individuare
una transizione dalla solidificazione ipereutettica a quella ipoeutettica in corrispondenza di un’aggiunta di ferro
superiore al 30% vista l’alta concentrazione di C+B della
lega. Come è possibile osservare in figura 4, solo in corrispondenza dell’aggiunta del 40% di Fe si possono notare le
prime dendriti metalliche primarie, mentre la microstruttura della lega diluita al 50% di Fe risulta essere chiaramente
ipoeutettica.
In figura 5 a-d sono riportate micrografie SEM-BSE rappresentative della struttura delle leghe diluite. Si evidenzia
che aggiunte di ferro superiori al 20% riducono la percentuale di carburi e boruri primari M2B e M7C3. Inoltre, nelle
leghe ad elevata diluizione, il Mo è presente prevalentemente nella fase a struttura lamellare e non più nella for17
Memorie
Fig. 6 - Evoluzione delle fasi primarie (a) delle frazioni dei carbo-boruri e delle fasi ricche in Mo (b) con livelli
crescenti di diluizione
Fig. 6 - Primary phase evolution with increasing dilution rate (a), fraction of the carbo-borides and Mo-rich phases in the
diluted alloys (b)
Fig.7 - Intervallo di solidificazione della lega base e
delle leghe diluite
Fig. 7 - Solidification ranges of the reference alloy and of
the diluted alloys
ma blocky-shape (Figura 2b). A seguito della diluizione si
osserva inoltre che la matrice metallica risulta caratterizzata da una struttura bainitico-martensitica (figura 5a-d).
Per monitorare l’evoluzione microstrutturale dopo diluizione è stato misurato il contenuto delle fasi presenti nelle
leghe diluite. In figura 6 sono riportate rispettivamente le
frazioni in volume delle fasi primarie totali, dei carbo-boruri
primari M7C3 e M2B e delle fasi ricche in Mo in funzione del
livello di diluizione. Come già illustrato, la transizione alla
solidificazione ipoeutettica si osserva in corrispondenza di
una diluzione tra il 30% e il 40% (figura 6a).
In figura 7 sono riportati i risultati delle prove DSC per
i diversi livelli di diluizione considerati. Per aggiunte crescenti di ferro le temperature di inizio e fine solidificazione
aumentano.
In corrispondenza della composizione prossima al punto
eutettico della lega con aggiunte di 30%Fe l’intervallo di
solidificazione raggiunge, come atteso, un valore minimo
18
Fig. 8 - Andamento della durezza della lega base e
delle leghe dopo diluzione
Fig. 8 -Macrohardness of the reference alloy and of the
diluted alloys
di 51°C. Nel campo della solidificazione ipoeutettica l’intervallo di solidificazione ha un nuovo ampliamento di circa
il 23% in corrispondenza del massimo livello di diluizione.
E’ importante ricordare che all’aumentare dell’intervallo di
solidificazione aumenta la tendenza delle leghe a manifestare fessurazione a caldo durante la solidificazione, rendendo molto critico il processo di produzione di manufatti
integri [12].
L’evoluzione della durezza è stata analizzata per livelli crescenti di diluizione. I risultati delle misure di durezza sono
riportati in figura 8.
Come si può osservare dal grafico, la durezza rimane stabile per bassi livelli di diluizione, mentre si ottiene una diminuzione pari al 20% in corrispondenza di una diluzione
del 50%. Tale andamento può essere associato alla diminuzione della frazione di fasi dure primarie e dei carburi
blocky-shape ricchi in Mo nelle leghe diluite.
La resistenza ad usura rappresenta uno dei parametri chiaLa Metallurgia Italiana - n. 3/2015
Tribologia
Fig. 9 - Microstrutture SEM delle tracce di usura dopo prove pin-on-disc di 300 m sulla lega base (a) e sulla lega
base + 30%Fe (b)
Fig. 9 -SEM micrographs obtained by SEM-BSE of the wear tracks of the reference alloy (a) and of the diluted alloy with
30% of Fe (b)
Materiale
lega base
lega base + 30%Fe
Volume di usura (x 104 μm3)
442 ± 55
1304 ± 47,2
Tabella 2 - Volume di usura dopo prove pin-on-disc per
una lunghezza di strisciamento di 300 m delle leghe
studiate
Table 2 Volume loss of the investigated alloys after pin-ondisc wear tests (sliding distance 300 m)
ve delle leghe hardfacing. Per questa ragione è stata simulata un livello di elevato diluizione tipico di un inlay dopo
spin casting di una lega hardfacing con alto contenuto di
elementi interstiziali. Le perdite di volume misurate dopo
prove di usura per lunghezze di strisciamento pari a 300 m
sono riportate in tabella 2.
Dai risultati ottenuti si può dedurre che alti livelli di diluizione portano ad una marcata diminuzione della resistenza ad usura. In particolare, la perdita di volume misurata
aumenta del 195% in corrispondenza di una diluizione del
30%.
In figura 9 è possibile osservare le tracce di usura della
lega base e del materiale diluito del 30% a seguito del test
pin-on-disc per una distanza di 300 m. La lega base non
mostra particolari segni di modificazioni morfologiche sulla superficie, mentre la lega diluita presenta marcati segni
di usura e di ossidazione.
Fig.10 - Micrografie ottiche e SEM della lega base
fusa nel crogiolo di acciaio in posizioni differenti:
nella parte alta (a,b), nella parte centrale (c,d) e
all’interfaccia con il crogiolo (e,f)
Microstruttura della lega fusa nel crogiolo
di acciaio
Fig. 10 - Optical and SEM micrographs the hardfacing alloy
melted in the steel crucible at different positions on cross
sectioned samples: top (a, b), middle (c, d) and bottom
part (close to interface with the substrate) (e, f)
In figura 10a-f è illustrato l’effetto della diluizione dovuto dalla fusione della lega base direttamente in crogioli di
acciaio.
19
Memorie
Fig.11 - Sezione della lega base fusa nel crogiolo di acciaio (a) e profilo di durezza corrispondente (b)
Fig. 11- Cross section (a) and corresponding hardness profile of the reference alloy cast in the steel crucible (b)
Fig.12 - Microstruttura
della lega base dopo
spin casting
Fig.12 - Optical and
SEM-BSE micrographs of
the reference alloy after
spin casting process
Dalle micrografie di figura 10 si nota che la parte centrale
(1.5 mm dall’interfaccia) e alta del crogiolo (3 mm dall’interfaccia) mostrano una struttura ancora ipereutettica del
tutto simile a quella osservata nella lega base fusa nei crogioli di allumina (figura 2). All’interfaccia con il substrato si
osserva uno strato di circa 300 μm caratterizzato da una
struttura eutettica. Sulla base dei precedenti risultati della
simulazione della diluizione (figura 4), si può dedurre che
quest’area ha una struttura caratterizzata da una diluzione
superiore al 30%. In particolare, come mostra la micrografia SEM-BSE di figura 10d, nella parte bassa del crogiolo
non si osservano carbo-boruri primari e fasi blocky-shape
ricche in Mo. Inoltre, si è osservata una parziale fusione
del substrato che è passato allo stato liquido miscelandosi
con la lega hardfacing provocando una variazione microstrutturale nella parte bassa del crogiolo (figura 10e-f).
Evidenti porosità si individuano in corrispondenza della
struttura eutettica della lega all’interfaccia con il substrato. Una possibile spiegazione di tale fenomeno può essere
la variazione della sequenza di solidificazione della lega
dopo diluizione. Come mostrano i risultati DSC in corrispondenza della composizione eutettica, si osserva un aumento delle temperature di liquidus e solidus e un valore
minimo dell’intervallo di solidificazione (figura 7).
Il profilo di durezza misurato nella sezione della lega fusa
nel crogiolo di acciaio è riportato in figura 11. I risultati
20
ottenuti sono coerenti con i precedenti dati di durezza misurati dopo diluzione (figura 8).
Nella parte centrale a circa 1.5 mm dall’interfaccia e nella
parte alta della sezione, a circa 3 mm, la durezza presenta
un valore prossimo a quello misurato nella lega base (figure 8 e 11). All’interfaccia si può invece osservare un valore
minimo di durezza del rivestimento dovuto all’elevata diluzione in quest’area.
Microstruttura della lega base dopo spin casting
Le micrografie riportate in figura 12 sono relative al rivestimento depositato attraverso processo di spin casting in
un impianto industriale. Sulla base dei risultati ottenuti tramite simulazione, è possibile stimare che l’inlay analizzato
mostra una struttura eutettica e un livello di diluizione del
30%. Come mostrano le micrografie 12a-b è quasi completamente soppressa la presenza dei boruri M2B e dei carburi M7C3 e delle fasi blocky-shape ricche in Mo. È possibile
osservare inoltre la presenza della fase lamellare ricca in
Mo (figura 12b).
Lo spettro XRD riportato in figura 13 conferma i risultati
precedentemente discussi. Nella lega base dopo spin casting si individua la presenza dei carbo-boruri ortorombici
M3(C,B) e di quelli cubici M23(C,B)6 e dei picchi relativi alla
fase Fe-α. Dai risultati ottenuti si può dedurre che, con la
Tribologia
deposizione su substrati di acciaio. Il metodo sperimentale
utilizzato può rappresentare uno strumento di ottimizzazione non solo per il processo di spin casting, ma per tutte
le tecniche di deposizione di rivestimenti spessi.
Ringraziamenti
Il presente studio è stato sviluppato per il progetto di ricerca DEBACOAT- Development of high-performance
barrels with innovative gradient coatings, finanziato dalla
Commissione Europea nel FP7-SME-2012 (id del progetto:
315417). Gli autori ringraziano il Dr. Tuissi (CNR.IENI Italia)
per l’analisi XRD.
Fig.13 - Spettro XRD della lega base dopo spin casting
Fig. 13 - XRD spectrum of the reference alloy after spin
casting
diminuzione di carbonio e boro disponibili, viene stabilizzato l’eutettico contenente le fasi M3(C,B) e M23(C,B)6. Tale risultato è concorde con quanto mostra il diagramma di stato Fe-C-B e come confermano le prove DSC (figura 7) [13].
In corrispondenza di un’aggiunta del 30% di ferro, infatti,
si osserva un minimo del range di solidificazione (51°C),
corrispondente ad una solidificazione eutettica. Poiché la
microstruttura dell’inaly è influenzata dai parametri del
processo di spin casting, un approccio sistematico di analisi della diluizione può rappresentare un importante strumento di controllo della qualità del rivestimento.
Conclusioni
La presente ricerca ha studiato gli effetti microstrutturali
legati alla diluzione di una lega hardfacing ad alto contenuto di elementi di lega quali: C, B, Cr e Mo. In particolare,
la transizione microstrutturale iper-ipoeutettica è stata individuata per un livello di diluizione superiore al 30%. L’influenza della diluizione sulla durezza non è così marcata
come atteso. Nelle leghe diluite la durezza rimane stabile
per livelli di diluizione inferiori del 30%, mentre diminuisce
di circa il 20% solo per un’aggiunta di Fe del 50% in peso.
La resistenza ad usura subisce, al contrario, una marcata
diminuzione per alti livelli di diluizione. A seguito di prove pin-on-disc i volumi di usura nelle leghe diluite sono
aumentati del 195% rispetto a quelli misurati nelle leghe
base. La variazione dell’intervallo di solidificazione a seguito di diluizione raggiunge un valore minimo per composizioni prossime a quelle eutettiche, mentre subisce un
incremento in campo ipoeutettico. Tale allargamento può
avere influenza sulla tendenza alla formazione di difetti in
fase di solidificazione.
Il rivestimento a seguito del processo di spin casting considerato in questa sperimentazione risulta caratterizzato da
un livello di diluzione di circa il 30%. I risultati della ricerca
hanno permesso di individuare un approccio sistematico
per l’analisi della diluizione di leghe hardfacing a seguito di
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21
Memorie
Dilution effects on microstructure and wear
resistance of a Fe-C-Cr-Mo hardfacing alloy
Keywords: Dilution - Fe-based hardfacing alloys - Microstructure - Casting - Wear resistance
Hardfacing is the application of a hard, wear-resistant material to the surface of a component to reduce loss of
material by abrasion, impact, erosion and corrosion. Fe-based alloys containing high amount of carbide-forming elements can be utilized like as-cast products or as hardfacing alloys for producing thick deposits. The main industrial
application fields of hardfacing alloys are mining and mineral processing, cement industry and polymer extrusion.
Suitable deposition processes are welding-based techniques (e.g. Tungsten Inert Gas deposition, Plasma Transferred Arc), laser cladding or spin casting of the molten alloy inside barrels. The chemical composition of the hardfacing
alloys has to be tuned considering the dilution effects with the substrate. In fact, the diffusion of interstitial elements
at the deposition temperature is not negligible.
In the present paper, the effects of dilution on a hypereutectic Fe-C-B based alloy containing Cr and Mo was investigated. The microstructural evolution was studied by XRD (X-ray diffraction), differential scanning calorimetry (DSC),
optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM), while mechanical behaviour was analysed by
hardness measurements and wear resistance by pin-on disc tests.
The dilution on the reference alloy was simulated by producing laboratory castings with an increased amount of
Fe, up to 50 wt. %. For Fe addition higher than 30 wt. % the microstructure shifted from a fully hypereutectic to an
hypoeutectic structure with notable differences in alloy properties. In correspondence of the eutectic structure the
solidification range reached a minimum value. Moreover, the hardness and wear properties of the diluted alloys
decreased when the Fe level increased over 30 wt. %.
The obtained results were compared in a first step with the dilution of the hardfacing alloy cast on steel substrates
and secondly with the inlay microstructure produced by a real industrial process. In particular the Fe-C-B-Cr-Mo
hardfacing alloy produced by the spin casting process showed a dilution level higher than 30 %.
Considering that the deposition parameters can highly influence the final microstructure of the inlay, the methodological analysis of the dilution can represent an useful instrument for the quality and the property optimization of
the hardfacing alloys.
22
Shot peening of a sintered Ni-Cu-Mo steel
produced by diffusion bonded powders
L. Emanuelli, M. Biesuz, S. Libardi, P. Marconi, A. Molinari
The influence of the mechanical properties of a diffusion bonded Ni-Cu-Mo sintered steel on the residual stresses
and the plastic deformation promoted by both steel and ceramic shot peening was investigated. While steel shots
deform the surface more extensively than ceramic ones, leading to a thicker surface densification, ceramic shots
are more effective in terms of maximum compressive residual stresses. The increase in the yield strength of the
base material enhances residual stresses and reduces plastic deformation. The strain induced transformation of
Ni-rich austenite in martensite causes a slight decrease of tensile elongation and of impact energy in specimens
sintered at low temperature.
Keywords: Steel - Powder metallurgy - Surface treatments
Introduction
Shot peening is a flexible and cost effective technology to
improve the fatigue resistance of mechanical parts due to
the compressive residual stresses introduced in the surface layers, that oppose the nucleation and the propagation
of the fatigue crack [1, 2]. A noticeable improvement of
the high cycle fatigue resistance of some sintered steels
is reported in [3-8], attributed to residual stresses and to
the additional contribution of surface densification and
strain hardening promoted by plastic deformation.
Molinari et al. [9] investigated the plane bending fatigue
fracture surface of a sinterhardened 3%Cr-0.5%Mo-0.5%C
steel after shot peening with steel shots of different diameters. The fatigue crack nucleates in the tensile residual
stress zone, beneath the strain hardened layer, in correspondence to either cluster of pores or large irregular
pores, as usual in porous sintered steels. The effect of
shot peening is therefore that of moving the site for crack
initiation towards the interior, where the stress intensity is
lower than at the surface, and from this viewpoint is may
L. Emanuelli, M. Biesuz, A. Molinari
Department of Industrial Enginering,
University of Trento, Trento, Italy
S. Libardi
TFM Group
Grisignano,Padova, Italy
P. Marconi
2Effe Engineering, Soiano al Lago, Brescia, Italy
be concluded that residual stresses have a predominant
role. Shot peening increases the resistance to contact fatigue of a sinterhardened Cu-Mo steel, as shown by Metinoz
et al. [10]. Authors propose a model to predict the contact
fatigue resistance, based on the comparison between the
maximum stress and the yield strength profiles, that was
validated by experiments. Surface densification increases
the fraction of load bearing section, thus reducing the maximum stress and contributing to the increase in the contact fatigue resistance. The effect of strain hardening on
the yield strength of the material is also significant.
Both plastic deformation, responsible for surface densification and strain hardening, and the amount of residual
stresses depend on the mechanical properties of the base
material. In the present work, a diffusion bonded Ni-Cu-Mo
steel was produced by either cold and warm compaction
and sintered at 1125°C and 1250°C to vary its mechanical
properties, to investigate the response to shot peening.
Both steel and ceramic shots were used. Ceramic shot peening is alternative to the traditional operation using steel
shots, characterized by a tendencially higher efficiency in
terms of surface residual stresses, due to the higher elastic modulus of ceramics, and by a better surface quality
of the shot peened parts [11].
Experimental procedure
The steel was produced by adding 0.5% graphite to a diffusion bonded 4%Ni-1.5%Cu-0.5%Mo iron powder.
Green parts were produced by either cold or warm compaction (CC and WC in the following, respectively), and
were sintered at two temperatures: 1125°C in a belt fur23
Memorie
Fig. 1 - The microstructure of the investigated materials
nace under endogas atmosphere and at 1250°C in a vacuum furnace. Tensile and Charpy impact testpieces were
produced.
Steel shot peening was carried out with quenched and
stress relieved 1%C-0.8%Mn steel shots, 0.8 mm diameter
and 12 Almen A intensity. Ceramic peening was made using
0.3-0.4 mm diameter Zirshot Y 300 shots (YSZ containing
30 wt.% glass), with a 4 Almen A intensity. According to the
authors experience, the above conditions are typical for
shot peening of hardened steel mechanical parts.
The microstructural analysis was carried out at the Light
Optical Microscope after metallographic preparation and
even after etching with 2% Nital. The thickness of the surface densified layer was measured by Image analysis on
five metallographic images, according to a procedure reported in [8]. Microhardness profile was measured using
HV0.1 scale. HV10 hardness, tensile and impact properties were also measured on both sintered and shot peened
specimens. The micro-geometry of the die and punch surfaces was investigated by a roughness and contour measurement instrument, equipped with a stylus having a typical radius of 5 μm. Five scans 5 mm long were carried in
the central part of each surface and the Abbott Firestone
curves were obtained with a 0.8 mm cut off filter [12]. The
residual stress profile was measured by X-ray Diffraction,
according to EN 15305 standard, using the CrKα radiation
and a spot of 2mm diameter. An 8mm diameter area was
progressively thinned by electrochemical etching, and the
thinning depth was measured by a micrometer.
Results and discussion
Figure 1 shows the microstructure of the as sintered
materials; the microstructural characterization shows
that the increase in the sintering temperature improves
the pore morphology and slightly decreases porosity,
while warm compaction does not have any evident effect
on the microstructure. After metallographic etching, the
decrease of the content of the Ni-austenite caused by the
increase in the sintering temperature is well evident; the
enhanced homogenization of Ni increases hardenability
and microstructure evolves from ferrite, pearlite, bainite
and Ni austenite after sintering at 1125°C to bainite and
martensite with small Ni austenite areas after sintering
at 1250°C. XRD analysis reveals that austenite content
decreases from 15±2% down to 6±2% on increasing
temperature, without any effect of warm compaction.
Density, open and closed porosity of the four materials,
as measured by the water displacement method, are reported in Table 2; warm compaction and the increase in
the sintering temperature increase density slightly, while
porosity evolves from mostly open to mostly closed on increasing temperature.
Tsint = 1125°C
ρ(g/cm3) εt(%)
CC
WC
7.05
7.11
9.1
8.9
Tsint = 1250°C
εopen(%) ρ(g/cm3) εt(%) εopen(%)
7.6
6.5
7.15
7.24
8.4
7.2
3.9
2
Table 2 - Density (ρ),total (εt ) and open (εopen ) porosity.
24
Fig. 2 - Mechanical properties of the investigated
materials
Figure 2 shows the mechanical properties of the four materials. The increase in the sintering temperature increases microhardness, due to the microstructural transformations induced by the enhanced Ni dissolution in austenite,
and hardness due to the additional effect of the increased
density. The compaction technique does not affect microhardness and hardness significantly. Yield and Ultimate
Tensile Strength follow the same trend as hardness, while
tensile elongation decreases on increasing sintering temperature, due to the formation of a tendencially less ductile microstructure. Impact energy is almost unaffected by
the sintering temperature, since the increased strength is
compensated by the decreased ductility.
Figure 3 shows the residual stress profiles of the warm
compacted Charpy bars sintered at the two temperatures,
after shot peening with steel and ceramic shots.
The compressive residual stress profiles show a maximum
at around 0.025-0.03 mm. The transition from compressive
to tensile stresses was not individuated but it may be expected to occur at a depth of 0.15 and 0.2 mm from the surface
in specimens sintered at 1125°C and 1250°C, respectively.
Ceramic shot peening tends to promote higher compressive
stresses on the surface layers and a thinner compressed layer than steel shot peening, as expected. The residual stresses are higher in the specimens sintered at 1250°C.
Figure 4 shows the microhardness profiles of the specimens sintered at the two temperatures Even in this case,
no effect of the compaction techniques was observed.
Plastic deformation and the consequent strain hardening
promote a microhardness increase towards the surface,
and involves a deeper layer in the specimens sintered at
the lower temperature. Energy spent for plastic deformation does not contribute to the accumulation of residual
stresses, that are elastic in nature. Therefore, the lower
yield strength and the higher ductility of the specimens
sintered at 1125°C result in a greater plastic deformation,
evidenced by the deeper strain hardened layer, and in a
smaller amount of residual stresses. Since mechanical
properties are not significantly affected by the compaction
Fig. 3 - Residual stress profiles after shot peening
Figure 4 - Microhardness profiles after shot peening of CC specimens
25
Memorie
Fig. 5 - Surface densification promoted by shot peening
Fig. 6 - Surface profile and relevant Abbott-Firestone curves
technique, no difference in strain hardening and in residual stresses between cold compacted and warm compacted specimens is observed.
Plastic deformation causes the densification of the surface layers. Figure 5 shows two examples of the microstructure of the shot peened specimens, relevant to materials
cold compacted and sintered at 1125°C, and the surface
densification depth of all the specimens.
Densification involves a deeper layer in steel shot peening,
as clearly shown by the micrographs and confirmed by the
diagram in the figure. This is due to the higher energy involved in steel shot peening than in ceramic one, resulting
from the larger shot diameter combined to the higher steel
26
density. Densification depth decreases on increasing sintering temperature in steel shot peening, whilst it result
unaffected in ceramic shot peening; the effect of the resistance to plastic deformation of the base material can only
be observed in the former.
Surface densification increases the load bearing surface.
Figure 6 shows some examples of the surface profile and
of the Abbott-Firestone curves. The load bearing surface
Mr2 and Ra were calculated from the surface profiles. Since Ra does not have a real meaning for sintered specimens, being strongly affected by the surface pores, it was
not calculated. Figure 7 summarizes Ra and Mr2 relevant
to the surface of the specimens in contact to the punch
Fig. 7 - Roughness and load bearing surface
Fig. 8 - Mechanical
properties of sintered
and shot peened
materials
and that in contact to the matrix.
The load bearing surface increases up to 90-92% on both
the surfaces investigated, irrespective to the starting one
that is smaller for the punch surfaces. No effect of compaction, sintering temperature and shot materials was observed. The main difference between ceramic and steel
shot peening is relevant to roughness; Ra is significantly
smaller after ceramic shot peening, because of the smaller
diameter of the shots.
To summarize, ceramic shot peening promotes the formation of larger compressive residual stresses in a slight thinner layer than steel shot peening. On the other side, the
latter is more effective to increase density of the surface
layers but the final roughness is higher than after ceramic
shot peening. From these results it may be concluded that
steel shots tend to deform plastically the surface layers
more than ceramic ones. On the contrary, ceramic shots
are more effective in terms of residual stresses. In both
the techniques, the increase in the yield strength of the
base material enhances residual stresses and reduces
plastic deformation, as it might be expected. The effect is
very pronounced on residual stresses.
The effect of the shot material on the improvement of the
mechanical and of the contact fatigue will be investigated. Here the effect on tensile properties and on impact
strength is presented. Both tensile and impact resistance
depend on the bulk properties, and therefore the effect of
shot peening is expected to be negligible. Figure 8 shows
yield and Ultimate Tensile Strength, tensile elongation at
fracture and impact energy of the sintered and of the shot
peened specimens.
The differences between sintered and shot peened specimens are almost negligible, being comparable to the scatter band of the results, apart from the decrease of tensile
elongation and of impact energy for specimens sintered at
the lower temperature, that is significant of a decrease of
ductility. Such a result may find justification in the complete strain induced transformation of austenite in martensite
detected by XRD in all the shot peened specimens, within
a surface layer comparable to the strain hardened one.
The Ni-rich austenite contributes to ductility, and its transformation may worsen such a property in particular in the
low temperature sintered specimens, having a less irregular pore morphology that enhances strain localization
more than in the high temperature sintered ones. In other
words, the better pore morphology of specimens sintered
at 1250°C may partially compensate for the decreased
ductility of the matrix. Since plastic deformation is allowed
to propagate far from the neck regions before the critical
conditions for ductile fracture are reached.
27
Memorie
Conclusions
A diffusion bonded Ni-Cu-Mo steel with different mechanical properties was produced by varying compaction technique and sintering temperature to investigate the influence of mechanical properties on the residual stresses and
the plastic deformation promoted by shot peening. Both
steel and ceramic shots were used
The steel shots tend to deform plastically the surface more
than ceramic ones, leading to a thicker surface densification. On the contrary, ceramic shots are more effective in
terms of maximum compressive residual stresses. The increase in the yield strength of the base material enhances
residual stresses and reduces plastic deformation, and in
turn surface densification. The effect on residual stresses
is very pronounced.
Tensile and impact properties of sintered and shot peened
specimens are almost negligible; only a slight decrease of
tensile elongation and of impact energy is measured on
specimens sintered at the lower temperature, attributable
to the complete strain induced transformation of austenite
in martensite.
References
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International Journal of Fatigue 24 (2002) 1127–1136.
2] M.L. Aggarwal, V.P. Agrawal, R.A. Khan, International
Journal of Fatigue 28 (2006) 1845–1853.
28
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Y. Ueda, K. Kanda, A. Zan- donati, Proceedings Euro
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(UK), October 18–21 2004, pp. 159–164.
4] C.M. Sonsino, G. Schlieper, W.L. Huppmann, Modern
Developments in Powder Metallurgy 16 (1985) 33–49.
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(1999) 126–130.
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8] E. Santuliana, I. Cristofolini, A. Molinari, S. Libardi, P.
Marconi, Advances in Powder Metallurgy & Particulate
Materials 6(2010)41-48
9] A. Molinari, E. Santuliana, I. Cristofolini, A. Rao, S. Libardi, P. Marconi, Materials Science and Engineering A
528(2011)2904–2911
10]I. Metinoz, I. Cristofolini, W. Pahl, A. DeNicolo, P. Marconi, A. Molinari, Materials Science and Engineering A
614(2014)81-87
11]P. V. Muterlle, A. Molinari, M. Perina, P. Marconi, Proceedings PM2010 World Congress, Florence 10-14 October 2010, ed. EPMA, Shrewsbury (UK), 2010, vol. 4, p.
791-796, ISBN 978 1 899072 11 8
12]I. Cristofolini, G. Cipolloni, A. Molinari, Advances in
Powder Metallurgy and Particulate Materials 2(7)
(2012)47-56
Acciaio
Disegno metallurgico di una microstruttura
alto resistenziale
ad alta tenacità e deformabilità migliorata
A. Di Schino, G. Porcu, C. Zhang, Z. Lei
A causa della domanda crescente di gas, si sta rendendo necessaria la costruzione di lunghi gasdotti che
attraversino regioni sismicamente attive e/o regioni artiche in cui movimenti del terreno causati dalla presenza
di “permafrost” possano sottoporre a deformazione il gasdotto stesso. Perché tali gasdotti possano lavorare in
sicurezza, è necessario l’utilizzo di tubi che soddisfino requisiti di “strain-based design”. Ciò implica la richiesta
di un basso rapporto Y/T in direzione longitudinale del tubo, di una curva sforzo-deformazione continua, di
un alto grado resistenziale in direzione trasversale. Inoltre, una adeguata tenacità è richiesta, anche a basse
temperature. Per raggiungere tali obiettivi è necessario un opportuno disegno metallurgico della microstruttura
della lamiera di partenza, attraverso la comprensione dei meccanismi microstrutturali che regolano le
proprietà meccaniche, e che guidino di conseguenza la definizione della composizione chimica e dei parametri
di processo da adottare. Il lavoro qui presentato riporta i risultati conseguiti in tal senso nell’ambito di un
progetto di cooperazione tra Baosteel e CSM.
Keywords: Acciaio - Deformazioni plastiche - Proc. termomeccanici - Caratterizz. materiali - Microscopia
Elettronica prove meccaniche - Modellazione
Introduzione
Gasdotti destinati ad attraversare zone simicamente attive e/o regioni caratterizzate dalla presenza di permafrost
devono essere progettati tenendo conto di requisiti di elevata deformabilità, in aggiunta alla richiesta di resistenza
alla elevata pressione interna. Di conseguenza, acciai per
gasdotti destinati a tali applicazioni in aggiunta ai requisiti
previsti in direzione trasversale dalle specifiche tecniche
di riferimento (in termini di resistenza a trazione, durezza,
tenacità d’impatto, drop weigth wear (DWT) test), devono
soddisfare requisiti tecnici in direzione longitudinale del
tubo. In particolare a tali gasdotti si richiede un elevato
grado di deformabilità in direzione longitudinale, in termini di coefficiente di incrudimento (n), elevato allungamento uniforme (Ag,%), basso rapporto Rt0.5/Rm, curva
sforzo-deformazione continua. A tali requisiti si aggiunge
la richiesta di una buona tenacità, i cui parametri di riferimento devono essere funzione delle temperature a cui il
A. Di Schino, G. Porcu
Centro Sviluppo Materiali S.p.A., Roma, Italia
C. Zhang, Z. Lei
Baoshan Iron&Steel, Shanghai, Cina
gasdotto si troverà ad operare (in taluni casi “artiche”) e
ovviamente requisiti di saldabilità, di cui la composizione
chimica deve tener conto. Lo sviluppo di acciai alto resistenziali per gasdotti destinati a tali applicazioni (definite
strain-based) ha avuto una accelerazione negli ultimi anni
[1-4]. Nello sviluppo di tali materiali, c’è da tenere presente che le specifiche tecniche di riferimento si riferiscono
alle proprietà del tubo, e che il processo di tubificazione
può incidere notevolmente sulle proprietà meccaniche. Di
conseguenza si rende necessario un processo di reverse
engineering, in base al quale dalle proprietà del tubo si
possano calcolare le proprietà della lamiera di partenza,
rendendo pertanto necessario lo sviluppo di metodi di
calcolo in grado di predire le proprietà della lamiera che
consentano di ottenere, con uno specifico processo di tubificazione (che va pertanto validato sul singolo tubificio)
le proprietà del tubo [5]. Una volta definite le proprietà
meccaniche della lamiera, si rende necessaria, la progettazione della microstruttura migliore (che renda compatibili
i requisiti di proprietà tensili ad elevata deformabilità) [6].
In tal senso, vanno opportunamente definiti la composizione chimica dell’acciaio di riferimento e il processo di
raffreddamento dopo laminazione [7-8] (parametro questo
che pilota la trasformazione di fase dopo laminazione in
campo austenitico e quindi la microstruttura finale). Anche
piccole differenze nella velocità di raffreddamento adotta29
Memorie
ta possono avere una ripercussione seria nelle proprietà
finali, in particolare nel rapporto Rt0.5/Rm [9]. La scheda di laminazione deve essere inoltre progettata tenendo
conto della necessità di affinamento del grano austenitico
deformato, parametro pure necessario all’ottenimento di
una microstruttura finale “fine”, requisito indispensabile
per raggiungere gli elevati target di tenacità usualmente
richiesti [10-11]. L’approccio seguito al CSM per la definizione delle proprietà di una lamiera che soddisfi requisito per un tubo di grado X80 (dopo tubificazione UOE) per
applicazioni strain based fornite da Boasteel, è riportato
in [12]. Basandosi su tale approccio sono state definite le
seguenti proprietà per la lamiera (Tabella 1).
YS
TS
Y/T
Ag
MPa
MPa
Min.
490
700
0.65
7.0
Max
520
750
0.72
-
X80_1
X80_2
C
0.07
0.07
Mn
1.85
1.85
Cr
0.25
0.15
Mo
-
0.18
Nb
0.04
0.04
Ni
0.25
0.25
Tab. 2 - Composizione chimica dei due acciai utilizzati
per la definizione della microstruttura (massa, %:
elementi principali).
Table 2 - Steel chemical composition used as starting point
for microstructure definition (main elements, mass%).
%
Tab. 1 - Proprietà meccaniche calcolate per lamiere
idonee alla produzione di tubi X80 a deformabilità
migliorata.
Table 1 – Calculated plate properties range suitable for
manufacturing X80 pipes at Baosteel.
In aggiunta a queste si richiede una tenacità minima
(DWTT) pari a 85% a ¬T=-20°C. Dalle specifiche riportate
in Tabella 1 appare evidente l’effetto del processo di tubificazione UOE sulle proprietà meccaniche. In particolare il
processo di tubificazione agisce nel senso di innalzare le
proprietà tensili. Si riporta di seguito il lavoro svolto per
la definizione della microstruttura in grado di soddisfare i
requisiti di cui sopra.
tale analisi sono stati considerati tre diversi livelli di bainite granulare (GB) (50%, 70%, 90%), sei livelli di martensite
ad alto carbonio (MA) (10%, 8%, 6%, 4%, 2%, 0%) all’interno
della GB. La presenza di ferrite poligonale è assunta come
complemento a 100%.
Rp GB
Rp PF
Rm GB
(MPa)
(MPa)
(MPa)
Rm PF
(MPa)
X80_1
589
442
729
556
X80_2
606
444
771
556
Steel
Tab. 3 - Proprietà meccaniche intrinseche delle
possibili fasi che si formano durante il raffreddamento
degli acciai considerati (GB=bainite granulare,
PF=ferrite poligonale).
Table 3 - Intrinsic mechanical properties of different
phases for possible X80 grade candidate steels.
Risultati e discussione
Definizione della composizione chimica e della microstruttura
Punto di partenza nella definizione della composizione chimica sono due composizioni comunemente utilizzate per
acciai per il grado X80 (Tabella 2). La seconda composizione si differenzia dalla prima per l’aggiunta di Mo, promotore di temprabilità bainitica.
Assumendo come ragionevole un valor medio del grano
ferritico di 8 μm, è possibile valutare l’effetto della microstruttura sulle proprietà tensili. Per far ciò si calcolano le
proprietà tensili delle diverse fasi che si possono formare durante il raffreddamento seguente la laminazione per
ciascuna delle due composizioni chimiche in base a [13],
ottenendo i risultati riportati in Tabella 3. Successivamente si considerano diverse “miscele” delle differenti fasi,
pesate supponendo che tutte le fasi durante deformazione
compiano lo stesso lavoro (approccio ISOWorking ) [14]. In
30
Basandosi su quanto sopra si possono identificare diverse finestre microstrutturali per i due acciai considerati. E’
chiaro dalle Figure 1 e 2 che la presenza della GB gioca
un ruolo primario. Nel caso dell’acciaio X80_1, il raggiungimento delle proprietà desiderate è legato ad un tenore
di GB>70%. L’aggiunta di Mo (acciaio X80_2), permette
di raggiungere il target con un contenuto di GB inferiore
(60%-65%).
La presenza di isole di MA gioca inoltre un ruolo decisivo
sulla tenacità. Relazioni quantitative in tal senso non si conoscono ma è noto che il parametro
f MA
d MA
(dove fMA e dMA sono la frazione volumetrica e la dimensione media rispettivamente delle isole di MA) sia quello
Acciaio
Fig. 1 - Finestra microstrutturale per l’ottenimento
delle proprietà target nell’acciaio X80_1
Fig. 2 - Finestra microstrutturale per l’ottenimento
delle proprietà target nell’acciaio X80_2
Fig. 1 - Microstructure window for steel X80_1 in order to
satisfy target values for Rm and Rt2.
Fig. 2 - Microstructure window for steel X80_2 in order to
satisfy target values for Rm and Rt2.
attraverso il quale la MA agisca sulla Kvmax. Basandosi
anche su questo e sull’esperienza maturata nello sviluppo
di acciai di altro grado per gasdotti, si possono definire le
seguenti finestre microstrutturali:
Acciaio X80_1
GB = 85 – 90%;
MA = 3 – 6%;
PF = complemento al 100%.
Acciaio X80_2
GB > 80%;
MA>6% ;
PF = complemento al 100%.
Quindi l’aggiunta del vincolo sulla tenacità conferma la necessità di un tenore di GB inferiore per l’acciaio X80_2
rispetto all’acciaio X80_1. L’acciaio X80_2 mostra inoltre
una finestra meno critica nella definizione della percentuale di GB. Pertanto è stato scelto come acciaio per l’ottenimento delle proprietà per applicazioni strain based. A
tal fine, partendo dalla composizione chimica dell’acciaio
X80_2 e basandosi sull’approccio riportato in [14], è stata effettuata una analisi di sensibilità al contenuto delle
diverse fasi presenti su parametri legati alla duttilità del
materiale (Δn/n0) (Figure 3 e 4).
I risultati mostrano che le condizioni di 1.5% strain based
sono raggiunte con una microstruttura (sottoinsieme di
quella precedente):
PF: 15÷30%;
MA in GB: 10÷20%.
Le isole di MA devono essere inoltre il più fini possibili cosi
da mantenere valori adeguati di tenacità.
Produzione di lamiere sperimentali e proprietà meccaniche
Presso l’impianto pilota di Baosteel sono state eseguite colate di lingotti da 80 kg (250 mm x 230 mm x 250 mm) in
Fig. 3 - Dipendenza del parametro Δn/n0 dal
contenuto di GB.
Fig. 3 - Percentage increase of work hardening
exponent (Δn/n0) as a function of MA content (in GB).
Fig. 4 - Dipendenza del parametro Δn/n0 dal
contenuto di PF.
Fig. 4 - Percentage increase of work hardening exponent
(Δn/n0) as a function of PF content.
31
Memorie
accordo alla composizione chimica dell’acciaio X80_2 (assicurando valori di P≤0.01% e S ≤0.002%). Dopo trattamento
di omogeneizzazione a 1210 °C i lingotti sono stati laminati
a caldo fino a uno spessore di 25 mm. La temperatura all’ingresso del treno finitore è stata di 850 °C, con uscita al
finitore a 760 °C. La strategia seguita per l’ottenimento della microstruttura definita nel paragrafo precedente è stata
quella di variare le condizioni di raffreddamento: in particolare a parità di velocità di raffreddamento (CR=10-15 °C/s)
sono state variate le temperature di inizio (SCT) e fine (FCT)
raffreddamento, come riportato di sotto:
Test 1
• SCT = 686 °C
• FCT = 445 °C
Test 2
• SCT = 700 °C
• FCT = 480 °C
Test 3
• SCT = 719 °C
• FCT = 445 °C
Test 4
• SCT = 700 °C
• FCT = 460 °C
Test 5
• SCT = 675 °C
• • FCT = 445 °C
Test 6
• SCT = 685 °C
• FCT = 470 °C
Trial
1
2
3
4
5
6
T
L
T
L
T
L
T
L
T
L
T
L
Rp02
(MPa)
Rm
(MPa)
Ag,%
Rt0.5/Rm
542
498
527
467
610
574
589
563
*
*
*
564
745
723
743
719
728
697
704
688
704
673
704
679
9.6
10.9
9.9
10.4
8.7
10.9
9.6
11.4
13.0
11.0
12.0
11.0
0.72
0.66
0.71
0.66
0.83
0.83
0.84
0.82
0.80
0.83
0.81
0.83
Tab. 4 - Proprietà meccaniche delle lamiere in
funzione delle condizioni di raffreddamento (*=curva
discontinua).
Table 4 - Mechanical properties of plate as a function of
cooling conditions (*=discontinuous curve).
con valori di Y/T nell’intervallo 0.66-0.71 e allungamento
uniforme Ag>9.6%.
La dipendenza delle proprietà tensili (trasversali e longitudinali) dai parametri SCT e FCT è riportata nelle Figure 6-9.
Le Figure 6 e 7 mostrano come, a parità di FCT (FCT=445
°C) SCT rivesta un ruolo determinante nella definizione di
una microstruttura ad alta resistenza e altra deformabilità.
Fig.6 - Effetto della temperatura di inizio
raffreddamento (SCT) sulle proprietà tensili (le aree
colorate corrispondono all’intervallo di proprietà
target) (direzione trasversale).
Fig. 5 - Curve sforzo-deformazione relative ai test di
laminazione eseguiti (direzione longitudinale).
Fig. 6 - Effect of Start Cooling Temperature on mechanical
properties (transverse direction).
Fig. 5 - Stress-strain curves (longitudinal direction).
Le curve sforzo-deformazione relative ai sei test eseguiti
sono riportate in Figura 5. I risultati che possono essere
ricavati da tali curve sono riassunti in Tabella 4. Le curve
relative ai trials 1-4 mostrano il desiderato comportamento continuo. Tra queste, le curve relative ai trials 1 e 2
soddisfano i requisiti di Rp02e Rm riportati in Tabella 1
32
A titolo di esempio, l’analisi dell’effetto della SCT per i
trials 1 e 3 mostra un effetto considerevole su entrambe
le proprietà tensili longitudinali e trasversali (Figure 6-7).
Al diminuire di SCT il carico di snervamento diminuisce; al
contrario aumenta il carico massimo con conseguente diminuzione del rapporto Y/T (e quindi migliore deformabiLa Metallurgia Italiana - n. 3/2015
Acciaio
Fig.7 - Effetto della temperatura di inizio
raffreddamento (SCT) sulle proprietà tensili (le aree
target) (longitudinale).
Fig.9 - Effetto della temperatura di fine
raffreddamento (FCT) sulle proprietà tensili (le aree
target) (direzione longitudinale).
Fig. 7 - Effect of Start Cooling Temperature on mechanical
properties (longitudinal).
Fig. 9 - Effect of Finish Cooling Temperature on
mechanical properties (longitudinal).
lità). L’analisi dei risultati relativi ai trials 2 e 4 mostra l’effetto dovuto invece alla FCT (Figure 8 e 9). Al diminuire di
FCT nell’intervallo di temperature 480 °C-460 °C, il carico
massimo non varia significativamente; al contrario il carico
di snervamento aumenta, con conseguente aumento del
rapporto Y/T (deterioramento della deformabilità).
Risultati relativi a tests Charpy-V sui trials 1 e 2 (che soddisfano i requisiti tensili) mostrano come i materiali si presentino completamente duttili fino a T=-80 °C con energie
di impatto > 200 J a T=-40°C (Figure 10 e 11). I risultati di
prove DWT confermano la buona tenacità dei materiali: entrambi i trials 1 e 2 mostrano frazioni di superficie di frattura duttile > 95% a T=-20°C (target shear area: SA>85%@20 °C) (Tabella 5).
Fig. 10 - Curva Charpy-V (Trial 1).
Fig. 10 - Charpy-V curve (Trial 1).
Fig.8 - Effetto della temperatura di fine
raffreddamento (FCT) sulle proprietà tensili (le aree
target) (direzione trasversale).
Fig. 8 - Effect of Finish Cooling Temperature on
mechanical properties (transverse direction).
Fig. 11 - Curva Charpy-V (Trial 2).
Fig. 11 - Charpy-V curve (Trial 2).
33
Memorie
Fig. 12 - Microstruttura relative al Trial
1 (a: analisi TEM in sezione sottile: b)
analisi EBSD)
Fig. 12 - Microstructures as obtained
in Trial 1 (a: TEM analysis; b: EBSD
analysis).
Fig. 13 - Microstruttura relative al Trial
2 (a: analisi TEM in sezione sottile: b)
analisi EBSD)
Fig. 13 - Microstructures as obtained
in Trial 2 (a: TEM analysis; b: EBSD
analysis).
Trial n.
Position
Test
Temperature
(°C)
SA1
%
SA2
%
1
L
-20
100
100
2
L
-20
95
100
3
L
-20
92
65
4
L
-20
88
100
5
T
-20
95
75
5
T
-40
40
45
6
T
-20
100
97
6
T
-40
35
30
ad alta densità di dislocazioni (GB) alternate a regioni a
bassa densità di dislocazioni (PF). Si rivela inoltre la presenza di regioni finemente disperse di austenite residua
(RA)/martensite ad alto carbonio (MA). Tali regioni in taluni casi appaiono infatti rimanere stabili come austenite,
in altri trasformano dopo raffreddamento in martensite, in
altri ancora mostrano di far coesistere le due fasi all’interno della stessa isola [6]. Le isole si RA/MA risultano fini
(< 1μm), come atteso dai buoni valori di energia di impatto
CVN tenacità ottenuti.
La bassa temperatura di transizione (50% FATT< -80 °C,
DWTT@-20°C> 98%) ottenuta risulta inoltre essere legata
all’ottenimento di un pacchetto di GB (dp) nell’intervallo
4.5 μm-5.0 μm (Figura 12b-13b).
Tab. 5 - Risultati delle prove DWT.
Table 5. Results of DWT tests
Trial n.
1
2
HV10
233
232
GB, %
85
80
PF, %
15
20
MA, %
15
10
Conclusioni
dp (μm)
4.5
5.0
Tab. 6 - Microstrutture relative ai trials 1 e 2.
Microstruttura
I Risultati dell’analisi microstrutturale mostrano come la
microstruttura target sia stata ottenuta in entrambi i casi
in cui sono state traguardate le proprietà meccaniche desiderate (Trials 1 e 2). Le Figure 12a e 13a mostrano come
in entrambi i casi la microstruttura sia costituita da regioni
34
E’ stata progettata e realizzata su scala pilota una microstruttura con proprietà meccaniche idonee per tubi di grado
X80 (spessore 25 mm) ad elevata tenacità e deformabilità
migliorata. La microstruttura appare essere costituita da:
•
Ferrite poligonale: 15÷20%;
•
MA in GB: 10÷15%.
Le isole di MA risultano essere finemente disperse nella
matrice di GB.I materiali caratterizzati da tale microstruttura mostrano un rapporto Y/T nell’intervallo 0.66-0.72 e
risultano essere duttili fino a temperature di servizio pari
a -80 °C.
Acciaio
Riferimenti bibliografici
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Journal of Pipeline Engineering, Vol. 9 (2010), p.19.
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ZHANG, J. HAN, Proceedings of the Fifth Baosteel
Biennial Academic Conference, Shanghai, (2013), p.
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constitution and properties of Steels”, eds. R. W.
Cahn, P. Haasen and E. J. Kramer, Chapter 2, Vol. 7
(1970, p. 43.
[14]O. BOUAZIZ, P. BUESSLER , Advanced Engineering
Materials, Vol. 6 (2004), p. 79.
Microstructure identification for X80 plates/pipes
with low temperature toughness and enhanced
strain capacity
Keywords: Microstructure, toughness, strain based
Due to the increasing demand for natural gas, the construction of long-distance pipelines through seismically active
regions or arctic regions with ground movement caused by permafrost phenomena will become more and more necessary. To guarantee the safe operation of those pipelines, the pipe material has to fulfil strain-based design requirements. Hence in longitudinal direction low yield-to-tensile ratios, high uniform elongation values and a roundhouse
shape of the stress-strain curve combined with sufficient strength values in transverse direction are essential. Moreover, a satisfactory low temperature toughness has to be guaranteed. An adequate plate metallurgical design is
fundamental for appropriate pipe properties achievement. As far as concerns the plate design the understanding and
the control of microstructure are the key factors, achieved by an adequate steel chemical composition and proper
process parameters. In the framework of a co-operation between Baosteel and Centro Sviluppo Materiali (CSM), a
project has been started aimed at manufacturing X80 strain based designed pipes. As a starting point pilot trials
have been carried out at Baosteel Research Center in order to produce different microstructures. Besides the steel
chemical composition, the cooling process has the most significant influence on the formation of the microstructure: in order to assess the effect of the cooling process, the same rolling schedule was adopted for producing the
different test materials, obtained varying the start cooling and finish cooling temperatures. The microstructure and
mechanical properties of the different test materials were assessed and the best microstructure for the plates for
X80 pipes with enhanced strain capacity has been identified.
35
11TH EUROPEAN
ELECTRIC STEELMAKING
CONFERENCE & EXPO
7FOJDF*UBMZ
t.BZ
Organised by
ASSOCIAZIONE
ITALIANA
DI METALLURGIA
Patronised by
www.aimnet.it/eec2016.htm
"GUFSUIFTVDDFTTGVMFWFOUTJO'MPSFODF
BOE7FOJDF
"*.IPTUTUIF&MFDUSJD4UFFMNBLJOH$POGFSFODF&YQP
5IFUPUBMXPSMETUFFMQSPEVDUJPODPNJOHGSPNFMFDUSJDBSDGVSOBDFTJTUPEBZVQUPBOEUIFSFJTBDFBTFMFTTUFDIOJDBMEFWFMPQNFOU
PG&'$QSPDFTTBOEPGJUTBVYJMJBSZFRVJQNFOU*OBEEJUJPOUIFDPNCJOBUJPOPGTVDIUFDIOPMPHZXJUIOFXQMBOUTCBTFEPOEJSFDU
reduction of iron ores makes electric furnace an interesting solution not only for the production route based on steel scrap recycling
CVUBMTPGPSBGMFYJCMFVTBHFPGNJOFSBMSFTPVSDFT
5IF th &VSPQFBO &MFDUSJD 4UFFMNBLJOH $POGFSFODF &YQP BJNT BU QSPWJEJOH B GPSVN GPS JOGPSNBUJPO USBOTGFS PG UIF MBUFTU
UFDIOJRVFT BOE BQQMJDBUJPOT JO FMFDUSJD GVSOBDF TUFFMNBLJOH BOE BU CSJOHJOH UPHFUIFS TUFFM QSPEVDFST SFTFBSDI BOE BDBEFNJDT
BDUJWFJOTUFFMNBLJOHJOEVTUSJFTFOFSHZQSPEVDUJPOBOEQMBOUTVQQMZDPODFSOT
ZZZTechnical Focus
Z State of the art aspects
t0QFSBUJPOBMSFTVMUT
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t.FUBMMVSHZ
t2VBMJUZ
ZRaw Materials
t4DSBQ
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ZEquipment
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t*OKFDUJPO
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ZFuture Trends - Innovative Furnaces
ZEfficiency
t'BTUNFMUJOH
t&OFSHZ&GGJDJFODZ
t.BUFSJBMT3FDPWFSZ
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ZEnvironment & Safety
t4MBHGPBNJOHBOEFOWJSPONFOUBMJNQBDU
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t4BGFUZ
ZMarket outlook
ZZZConference chairman
Giuseppe Pasini1SFTJEFOUPG'FSBMQJ4JEFSVSHJDB
ZZZConference venue
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ZZZExhibition & Sponsorship
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Saldatura
Influenza dei parametri di saldatura sulla
microstruttura di giunti saldati smaw/GTAW
di acciaio X 10 CrMoVNb9-1 (P91)
G. Barbieri, M. Cesaroni, L. Ciambella, G. Costanza, R. Montanari
Questo lavoro descrive i risultati conseguiti nella saldatura dell’ acciaio resistente a creep P91.
I campioni sono stati sottoposti a due tipi di saldatura, a elettrodo schermato (SMAW) e ad arco con elettrodo
infusibile sotto protezione di gas inerte (GTAW automatizzata). E’ stata quindi valutata l’influenza dei parametri
di saldatura sulla microstruttura del giunto e sulle conseguenti caratteristiche meccaniche (resistenza,
resilienza e duttilità) della zona fusa (ZF). In particolare, i parametri analizzati sono stati il rapporto ed il modo
di deposizione, l’apporto termico ed il trattamento termico post saldatura (PWHT). Lo studio delle proprietà dei
giunti è stato condotto mediante analisi al microscopio ottico, rilievo dei profili di durezza, prove di trazione
longitudinale in ZF, test di resilienza e prova di indentazione FIMEC. La ZF mostra caratteristiche di durezza e
tenacità considerevolmente differenti rispetto al metallo base (MB) anche dopo i PWHT. La durata del PWHT
influenza maggiormente, rispetto agli altri parametri, la tenacità mentre la duttilità è poco influenzata.
Parole chiave: Acciaio inox - Saldatura - Prove meccaniche - Prove non distruttive - Selezione materiali
INTRODUZIONE
La scelta degli acciai per la realizzazione dei componenti
strutturali dei reattori nucleari di IV Generazione è ricaduta sugli acciai Ferritici-Martensitici in particolare quelli al
9% di Cr , in virtù della loro capacità di mantenere inalterate le caratteristiche meccaniche, pur operando ad elevate
temperature e prolungate esposizioni neutroniche ad alto
contenuto energetico, unitamente alla buona resistenza al
contatto con fluidi refrigeranti di natura aggressiva [1-2-3].
Il lavoro, è inserito nell’ambito delle attività del progetto
MATTER (MATerial TEsting and Rules) che ha come obiettivo quello di individuare e caratterizzare i materiali strutturali, e di fornire dati utili per l’adeguamento della normativa di riferimento francese RCC-MR per la progettazione e
fabbricazione di componenti per impianti nucleari [4-5].
La normativa RCC-MR richiede prestazioni più elevate per
G. Barbieri, M. Cesaroni
ENEA, CR Casaccia, 00123,
Santa Maria di Galeria, Roma
L. Ciambella, G. Costanza , R. Montanari
Dipartimento di Ingegneria Industriale,
Università di Roma -Tor Vergata, 00133 Roma
la qualificazione di giunti di saldatura di componenti nucleari in pressione, rispetto agli standard tradizionali (PED e
ASME) utilizzati per i più comuni impianti termici. In particolare, è richiesto un allungamento minimo del 20% e un
valore medio minimo di resilienza pari a 60 J a 0 °C. Tali
limiti non sono facilmente ottenibili, specialmente nella
zona fusa e dipendono principalmente dalla composizione chimica del materiale di riempimento, dai parametri di
saldatura (corrente, velocità, tensione) e dal trattamento
termico post saldatura (PWHT).
Fissati il materiale di base (P91/ Industeel) e il materiale
di riempimento (BohlerThermanit/ MTS3), l’obiettivo è la
valutazione dell’influenza dei principali parametri di processo in funzione delle tecnologie di saldatura e del PWHT.
Si è scelto quindi di confrontare due diverse tecnologie di
saldatura: GTAW (TIG) meccanizzato, e SMAW (elettrodo).
MATERIALI E TECNICHE SPERIMENTALI
Il materiale base utilizzato è l’acciaio P91 temprato e rinvenuto. Il trattamento prevede un riscaldamento fino ad
una temperatura di austenitizzazione di 1071°C, un mantenimento per 4h in forno, un successivo raffreddamento
in acqua, ed un rinvenimento a 757°C per 5h 31min. Tale
ciclo permette di ottenere una struttura omogenea a gra37
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Tab.
1 - Acciaio P91: composizione (% in peso) e caratteristiche meccaniche.
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Table 1 - Chemical (% in weight) and Mechanical features of P91.
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Tab. 2 - Composizione (% in peso) dell’elettrodo e caratteristiche meccaniche: diametro 3.2mm, lunghezza 350 mm,
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Tab. 3 - Composizione di filo e bacchette (% in peso)e caratteristiche meccaniche.
.J;M))R"7"-/2B/.)5)/0*"@)"S)3/"*"(&;;O*44*"PY")0"B*./R*";&'&44*').4);O*"2*;;&0);O*$"
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Table 3 - Chemical (% in weght) and Mechanical features of the filler material.
%)*+,(/"7"#$%&'()*!89!'+!:%;$/<!)+,!-%($)+'()*!.%)/01%2!3.!!/$%!.'**%1!&)/%1')*7!
!
!
no fine con martensite lamellare per favorire un aumento ="
Rp 0,2 (MPa) Rm (MPa)
A%
della resistenza dell’acciaio. I carburi precipitati sono del
"
BM RD
="
559
705
23
tipo MX (dove M è Nb o V e X è C o N) e del tipo M23C6 (ad
"alto tenore di Cr e Mo)[6-7]. Nelle Tab. 1-3 sono indicate
BM ORD
559
704
24
BM
ORD
le composizioni chimiche sia del materiale base (P91) che
552
699
26
PWHT1
del materiale di riempimento, utilizzati.
BM ORD
In Tab. 4 sono riportati i risultati dei test effettuati sul ma547
699
24
PWHT2
teriale base tal quale e sottoposto ai due differenti PWHT:
PWHT1 corrisponde a due ore di permanenza a 760 °C,
Tab. 4 - Valori medi del carico di snervamento, di
PWHT2 a quattro ore a 760 °C. Si può osservare che a serottura e dell’allungamento percentuale misurati sul
guito dei trattamenti termici il materiale subisce modeste
metallo base nella direzione di laminazione (RD) e
variazioni del carico di snervamento, di rottura e dell’allunortogonale (ORD) prima e dopo i PWHT.
gamento percentuale A%.
Per entrambi i processi studiati, in base ai dati di letteTable 4 - Average values of yield point, ultimate strength
ratura [8-9-10], è stato deciso di analizzare l’influenza di
and elongation measured on metal base in the rolling
quattro parametri:
direction (RD) and orthogonal (ORD) before and after
1-
Velocità di deposizione (Deposition Ratio DR);
PWHT.
2-
Modo di deposizione;
3-
Apporto termico (Heat Input HI);
SALDATURA SMAW
4-
Durata del PWHT.
Sono stati quindi scelti due differenti angoli di cianfrino
I giunti sono stati realizzati con due differenti velocità di
(60° e 75°), due modalità di deposizione (“String Beads saldatura, un preriscaldo (Tp) di 200° C ed una temperatuPassata Stretta”, “Weave Beads - Passata Larga”, ottenute
ra di interpass (Ti) di 260 °C. Successivamente sono stati
attraverso differenti velocità di saldatura Ws ) e due diffesottoposti ad un trattamento di deidrogenazione a 350° C
renti tempi per il PWHT (2h, 4h) fissando la temperatura
per due ore, prima del definitivo PWHT nello stesso forno
a 760°C.
38
Saldatura
Tab. 5 - Parametri di saldatura per l’ottenimento delle due modalità di deposizione.
Table 5 - Welding parameters for the two modes of deposition.
utilizzato per i giunti saldati GTAW. I campioni sono identificati da una sigla numerica a 3 cifre, di cui la prima indica
il PWHT (1 o 2) mentre le altre due si riferiscono all’angolo
di cianfrino (60° o 75°). Sono stati realizzati 4 talloni di
qualifica (160, 260, 175 e 275); i parametri riportati in Tab.
5 si riferiscono a due differenti modalità di deposizione.
Sui campioni di qualifica sono stati eseguiti test di trazione, di durezza e resilienza in accordo alla normativa di riferimento (UNI EN ISO 15614-1; Transversal tensile test:
ISO 4136 - 2011 & ISO 6892-1; Longitudinal tensile test:
ISO5178 - 2011 e ISO 6892-2, ISO 9015) che hanno portato ai risultati di Tab. 6. Per quanto riguarda il carico di
rottura Rm e di snervamento Rp 0.2 tutti i campioni sono
in linea con i parametri richiesti dalla normativa francese
RCC- MR (Rp 0.2 > 400 MPa e 580<Rm<760 MPa). Per
quanto riguarda l’allungamento percentuale (A%) i risultati
non rientrano nei limiti richiesti ( A% >20%). Per quanto
concerne il valore di resilienza nella zona fusa l’obiettivo
di raggiungere un valore di 60 J a 0°C è stato possibile
solo per il campione 275 (condizione “Weave beads”) a
discapito però di un minore allungamento percentuale A%.
I risultati in Tab. 6 sono in linea con dati di letteratura reperibili in studi similari [11-12-13].
Dai profili di microdurezza (Fig. 1) si osserva, all’aumentare della durata del PWHT, una riduzione dei valori in tutto
il profilo compresa la porzione riferita al MB che mostra
valori inferiori a HV 200 rispetto al valore di riferimento del
MB non trattato di HV 207, risultato prevedibile, a causa di
un “over ageing” in linea con i risultati di altri studi [14].
Allo stesso tempo si osserva una durezza maggiore alla raLa Metallurgia Italiana - n. 3/2015
ISO 5178
campione
160
260
175
275
Rm
RP0,02
(MPA) (MPA)
A%
Mean 629.4 752.1 18.48
St.dev. 15.3
12.7 0.56
Mean 586 711.2 18.73
St.dev.
1
2.1
0.65
Mean 636.2 750.6 18.58
St.dev. 4.2
6.7
0.43
Mean 608.4 730.1 16.28
St.dev.
3
6.7
1.38
ISO
4136
ISO
15614
Rm
(MPA)
KV
(J)
693,5
1,3
689,4
1,0
695,0
1,2
693,2
2,9
27
15.7
38
7.5
51
6.8
61
6.8
Tab. 6 – Riepilogo dei risultati dei test di trazione e
resilienza per ZF.
Table 6 - Summary of tensile and Charpy tests for ZF .
dice (base del cordone di saldatura) rispetto alla testa del
giunto (parte superiore del cordone di saldatura) a causa
del diverso rapporto di diluizione del materiale d’apporto,
ovvero di una maggiore quantità di materiale base rifuso
nella prima passata rispetto alle ultime.
Complessivamente la maggiore durata del PWHT è ben
sopportabile da parte del MB ed indica una riduzione delle
caratteristiche meccaniche della ZF che dovrebbe di conseguenza portare ad una maggiore duttilità del giunto [1516].
39
Memorie
Fig. 1 – Confronto fra i profili di durezza alla testa (Cap) ed alla radice ( Root ) delle saldature.
Fig. 1 - Comparison of profiles hardness to the head ( Cap ) and the root (Root ) weld joint.
SALDATURA GTAW
L’intervallo di parametri investigati per la realizzazione del
processo sono riportati in Tab. 7:
Mode
LDR
TDR
HDR
I
V
230
230
230
230
250
250
250
250
12
13
11,3
12,4
13,5
13
12
12,5
Ws
[mm/min]
120
120
120
120
144
144
120
120
Wfs
HI
660
660
1750
1750
1980
1980
1980
1980
1,38
1,50
1,30
1,43
1,41
1,35
1,50
1,56
[mm/min] [kJ/mm]
DR
[g/cm]
0,34
0,34
0,89
0,89
0,84
0,84
1,01
1,01
N. Pass Smusso
18
18
8
8
7
7
6
6
75
75
75
75
60
60
60
60
Tab. 7 – Set-up dei parametri di saldatura (LDR: Tasso
di deposizione basso, TDR: Tasso di deposizione
bersaglio, HDR: Tasso di deposizione alto. Ws :
Velocità di saldatura (Welding Speed, Wfs: Velocità
del filo d’apporto (Welding filler speed).
Table 7 - Welding parameter set-up (LDR: Low deposition
ratio, TDR: Target deposition ratio, HDR: High deposition
ratio. Ws: welding speed, Wfs: Welding filler speed.
L’analisi di questo primo piano sperimentale, realizzato
con un HI similare ma diverso DR e differente angolo di
cianfrinatura riproducendo il tipo di deposizione “String
Beads” V75; “Weave Beads” V60, è avvenuta essenzialmente attraverso test di durezza, analisi metallografica e
radiografica.
In Tab. 8 sono riportate le microstrutture del metallo base
(BM), della zona di transizione (ZTA-ZF) e della zona fusa
(ZF) ottenuta per i giunti nelle condizioni di LRD e TRD.
Mentre sul MB la differente durata del trattamento termico non mostra differenze di microstruttura apprezzabili,
nella ZF si osserva come la microstruttura, pur presentandosi in entrambi i casi come una martensite lamellare
rinvenuta, questa sia molto più omogenea nel caso di LDR
rispetto al caso TDR in accordo a quanto riportato in let40
teratura [17-18].
In questo caso, comparando i profili di durezza fra le condizioni di LDR e TRD si osserva che a parità di trattamento termico si hanno valori paragonabili di durezza mentre
solo in corrispondenza della radice del cordone si verifica
un leggero slittamento (Fig. 2) che è dovuto alla maggiore
larghezza della ZF in virtù del maggiore angolo di cianfrinatura.
Ciò fa presumere che il parametro che maggiormente influenza la durezza e le caratteristiche del
Le piastre di qualifica finali sono state realizzate con i parametri della tabella seguente (Tab. 9), fissando il DR al valore di riferimento (0,67 g/cm), scelto come buon compromesso fra produttività ed omogeneità della microstruttura.
Anche in questo caso, anche a parità di DR. è stato deciso
di verificare l’influenza del modo di deposizione a cordoni
stretti/larghi variando contestualmente il Ws e Wfs, utilizzando differenti HI.
Ws
Wfs
HI
D.R.
N.pass.
Bevel
(mm/min) (mm/min) (KJ/mm)
(g/cm)
G75xy 230 12
120
1320
1,41
11
0,67 75°
G60xy 250 12
90
990
1,84
8
0,67 60°
Id
I(A) V(V)
Tab. 9 - Parametri finali GTAW
Table 9 - Final parameter GTAW
Dai profili di durezza realizzati sui campioni ottenuti utilizzando i parametri della Tab. 9 (G60xy, G75xy) si può evidenziare che in analogia a quanto accadeva per i campioni
realizzati con SMAW il trattamento termico prolungato 4h
riduce il valore di durezza.
I profili realizzati con un carico di 200 gf mettono bene
in luce una delle problematiche maggiori della saldatura
di questo tipo di acciai ovvero la formazione di una zona
di softening all’interfaccia fra MB e ZTA, evidenziate nei
grafici, che è origine delle cosiddette rotture “type IV cracking”.
Saldatura
Tab. 8 – Confronto microstrutture LDR-TDR. - Table 8 - LDR-TDR microstructures comparison.
Fig. 2 – Confronto fra i profili di durezza a parità di PWHT.
Fig. 2 - Comparison of profiles hardness with same PWHT.
41
Memorie
Fig. 3 – Profili di durezza in funzione delle differenti condizioni di saldatura e PWHT.
Fig. 3 - Hardness profiles as function of different welding conditions and PWHT.
Nella Fig. 4 è riportata la sezione macrografica tipica dei
giunti realizzati a parità di DR e differente HI.
Allo stesso modo di quanto fatto per le saldature SMAW, sui
giunti GTAW sono stati effettuati test di trazione, di durezza
e resilienza (Tab. 10) . In aggiunta sono stati realizzati anche
test di trazione longitudinale alla temperature di 550°C (Tab.
11), temperatura di test richiesta per il BM dal RCC-MR.
ISO 5178
campione
Mean
St.dev.
Mean
G602
St.dev.
Mean
G751
St.dev.
Mean
G752
St.dev.
G601
ISO
4136
ISO
15614
KV
(J)
Rm
RP0,02
(MPA) (MPA)
A%
Rm
(MPA)
682,5 790
1,3
1,1
666,3 772,1
6,4
4.2
696,8 796,2
6,8
0
680,8 781,3
14,2
10,6
17,6
0,1
17,8
0,3
17,0
0.1
17,9
1,6
701,6 145,7
3,4
5,5
689,5 167
2,0
11,4
697,8 150,7
5,3
13
703,9 171,3
3,3
5,5
Tab. 10 – Riepilogo dei risultati dei test di trazione e
resilienza per ZF.
Table 10 - Summary of tensile and Charpy tests for ZF
ISO 5178
campione
Rp 0,2
(Mpa)
Rm
(MPA)
A%
G602T
Mean
St.dev.
429,8
1,9
453,5
1,5
21,8
0,8
G752T
Mean
St.dev.
429,7
451,4
20,2
4,3
1,5
0,6
Fig. 4 - Macrografia giunto “Bersaglio”.
Fig. 4 - Macrography of Target joint.
Nei test eseguiti a temperatura ambiente, la FZ mostra
valori molto elevati di Rm che non risultano conformi ai requisiti della RCC - MR ( Max 760 MPa ) previsti per il BM. Al
tempo stesso l’allungamento, come mostrato per il SMAW,
è superiore al 17 % , promesso dal materiale di riempimento utilizzato, ma inferiore alla soglia del 20 % richiesta per
il BM. L’influenza del tempo di mantenimento del PWHT
sulle caratteristiche dei giunti è uguale a quanto osservato
per i campioni SMAW: si ottiene una riduzione della resistenza e un aumento dell’allungamento, all’aumentare del
tempo del PWHT. La prova effettuata a 550 ° C presenta
valori di Rp 0,2 più elevati di quanto richiesto (260 MPa) e
l’allungamento è superiore al 20 %. Per la prova di resilienza si registrano valori più elevati rispetto a quelli ottenuti
con tecnica SMAW (circa il doppio) largamente in accordo
con quanto richiesto dalla normativa (60 J /0°C).
Tab. 11 - Riepilogo dei risultati dei test di trazione
effettuati a 550°C.
Table 11 - Summary of tensile tests at 550 ° C.
42
Saldatura
ANALISI FIMEC
Ad integrazione dei dati sperimentali ottenuti su diversi
campioni saldati mediante tecnica SMAW sono state effettuate ulteriori caratterizzazioni, mediante controlli di tipo
non distruttivo, con la tecnica di indentazione strumentata
FIMEC (Flat-top Cylinder Indenter for MEchanical Characterisation) [19]. Il test FIMEC è una prova di indentazione
strumentata che impiega un indentatore di geometria cilindrica a testa piatta in WC sinterizzato di raggio pari a
0,5 mm e permette di determinare alcune delle principali
proprietà meccaniche di un materiale metallico. Il FIMEC
consente di ricavare le caratteristiche tensili di un materiale metallico in corrispondenza delle zone in cui possono
avere luogo variazioni locali delle proprietà meccaniche
come nel caso delle diverse zone di un giunto saldato.
La penetrazione della punta nel materiale da esaminare
avviene a velocità costante (0,1 mm/min). Nel corso della
prova si registrano il carico e la profondità di penetrazione. Dividendo il carico per l’area della punta si ottengono
curve pressione-penetrazione con un andamento caratteristico.
Sono stati realizzati test di indentazione in 3 diverse zone
del campione P91-260 (MB, ZTA e Saldatura). Dall’analisi
FIMEC è stato possibile valutare la tensione di snervamento mediante l’algoritmo descritto in [20]. Le curve FIMEC
ottenute ed i valori di tensione di snervamento associati
sono riportati in Fig. 5. Tali valori sono stati confrontati
con quelli ottenuti da test standard di trazione condotti su
provini estratti dal BM e dal cordone di saldatura e riportati in Tab. 6. Questi dati confermano quanto ottenuto con
le prove di trazione e forniscono informazioni addizionali
sulla ZTA.
CONCLUSIONI
In questo lavoro è stata investigata la saldabilità dell’acciaio P91 con tecnica SMAW e TIG automatizzata in funzione
dell’influenza dei parametri di saldatura e del trattamento
termico post saldatura (PWHT), con l’impiego di materiali d’apporto, candidati alla saldatura di componenti, con
qualificazione nucleare secondo le normative di riferimento. L’analisi ha messo in evidenza che i parametri di
saldatura uniti ai trattamenti PWHT effettuati su i saggi
con SMAW inducono nella ZF una notevole riduzione della
resilienza misurata con test Charpy, come anche la duttilità mostra un allungamento percentuale che per quanto
superi il limite minimo promesso dal filler material MTS3
(17%) difficilmente va oltre al 18%. Mentre è stato verificato come il trattamento termico a maggiore durata influenzi notevolmente la resilienza portando a superare i limiti
imposti per i componenti N1x nel caso dei parametri 275
ovvero cordoni larghi e apporto termico elevato, la duttilità
del giunto non sembra essere influenzata sufficientemente
dalla durata del PWTH.
Per i saggi realizzati con tecnica GTAW, in analogia a quanto visto per i campioni saldati con tecnica SMAW, l’analisi
dei profili di durezza confermano come il parametro che
Fig. 5 - Curve di indentazione FIMEC e valori di
tensione di snervamento ottenuti su tre diverse zone
del provino P91-260 (BM, ZTA e Saldatura).
Fig. 5 - Indentation FIMEC curve and values of yield stress
obtained on three different areas of the specimen P91-260
( BM , HAZ and ZF ) .
più influenza i valori è la durata del PWHT rispetto al modo
di deposizione. Anche per i campioni realizzati con tecnica
GTAW l’allungamento è stato inferiore del 20 % , mentre
si sono ottenuti buoni risultati in termini di resistenza e
tenacità del giunto.
Alla luce dei risultati ottenuti, l’aumento del tempo del
PWHT sembrerebbe essere la chiave per ottenere valori di
allungamento pari o superiori al 20 % ,anche se ciò comporta una maggiore probabilità della formazione del “Type
IV cracking”.
Saranno necessari dei dati, relativi a test di creep, per
comprendere appieno se una riduzione del valore soglia
dell’allungamento è ammissibile, e prendere in considerazione un adeguamento della RCC-MR con valori meno
stringenti per le saldature rispetto al materiale base preso
come target per questo lavoro.
Le prove FIMEC dimostrano come sia possibile ottenere
delle informazioni attendibili sulle proprietà meccaniche
del giunto. Queste associate a rilievo di profili di durezza
ed a repliche metallografiche su saldature di componenti
in esercizio, possono essere un valido strumento per ottenere dei dati sulla durata di vita residua di componenti,
ad esempio monitorando le caratteristiche nel tempo delle
zone “type IV cracking”.
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Influence of welding parameters on microstructure of
welded joints smaw/GTAW steel X10 CrMoVNb 9-1 (P91)
Keywords: Stainless steel - Welding - Mechanical test - Non destructive test - Selecting materials
This paper presents weldability results of P91 creep resistant steels performed through two different welding technologies: the “ fully mechanized (GTAW)”, and the “Shielding Metal Arc Welding (SMAW)”
It was evaluated the influence of welding parameters on the microstructure of the joint and on the consequent mechanical characteristics (Strength, toughness and ductility) of the fused zone (ZF).
With reference to the P91 creep resistant steel (Tab.1), the RCC-MRx code for the design and production of components for nuclear power plants, have data sheet about the chemical and mechanical features of “Base Material” (BM)
but does not have data sheet about filler materials, as qualified for welding nuclear components class 1.
Scope of this work is to evaluate possible candidate filler material (Tab.2) and to suggest welding technologies and
related operative welding conditions to ensure that N1 class could be produced with the same requirements as the
Base Material, in compliance to the design code.
The main objective of this study is to evaluate the candidate filler materials and suggest welding conditions optimized
for PWTH, Heat Input (HI), and Deposition Mode/Ratio(DM/DR), to obtain an elongation of more than 20 % and a
toughness of more than 60 J to 0°C (as evaluated by Charpy KV test)in the fused zone (ZF).
For both processes, according to the literature data, it was decided to analyze the influence of four parameters: speed
of deposition (deposition ratio DR ); mode of deposition (DM); Heat input (HI ); duration of PWHT . To varying DR/
DM were chosen two different bevel angles (60 ° and 75 °), two modes of deposition (“ String Beads”, “ Weave Beads
“), obtained through different welding speed Ws. Two different holding times (2h , 4h ) for PWHT were investigate to
evaluate the influence of Time on the feature of FZ.
The test was carried out in compliance within the RCC- Mr and the correlate ISO Standard: ( UNI EN ISO 15614-1 ;
Transversal tensile test : ISO 4136-2011 & ISO 6892-1 ; Longitudinal tensile test : ISO5178 - 2011 and ISO 6892-2 , ISO
9015). The Data about the performed test are reported in Tab. 6.
In general for both the welding technology evaluate, the Fused Zone as welded have a fully martensitic microstructures, this is demonstrated by the high value of hardness. After the PWHT the hardness in FZ decreases from more of
44
Saldatura
400 to 230-250 HV5, typical values of tempering martensite. The comparison between the hardness profiles measured
at different conditions and PWHT show that the duration of the holding time influences the hardness (Fig.1). If the holding time increases the hardness in FZ decreases.
About SMAW, the toughness improves with increasing the holding time of the PWHT. However only for the condition
of welding “weave beads” the value is in compliance with the RCC- MR (Tab. 6). In general, a little reduction of tensile
strength was observed after the PWHT, and the differences increase with the increase in holding time.
At the same way, the test on GTAW coupons, confirming that longer PWHT holding time induces a reduction in the
hardness of fused zone.
The micro hardness test highlighted the well know problem of softening in the interface between of HAZ and BM, where
the material was subjected to an unavoidable over-tempering (Fig.3).
The V notch Charpy tests on GTAW weld shown very high values (higher than SMAW ) in all the case in compliance
with the requirement of RCC-MR.
The longitudinal tensile test at room temperature for GTAW ZF specimens (Tab.10), shows very high values of Rm than
SMAW. However, this high values are not in compliance with the requirements of the RCC-MR (Max 760 MPa).
At the same time the values of elongation, both for GTAW and SMAW processes, is more than 17%, which is promising
for a filler material but less than the 20%, threshold required for the BM and the target for the welds.
The influence of holding time of PWHT on the mechanical features is the same for the two processes analyzed. The
strength is reduced and the elongation increased with augment of holding time of the PWHT.
The longitudinal tensile test at 550°C were performed only for the GTAW coupons and shown values of Rp 0,2 more
than required (260 MPa) and an elongation more than 20 (Tab.11)..
The SMAW and GTAW shown that the “weave beads” Deposition Mode allowed obtaining the best results in terms of
toughness and ductility. The holding time of PWHT influenced the toughness, hardness and strength of the welds. The
holding time of 4 h appear to allow the best results.
The elongation in all tests for processes at room temperature were less than 20 %. The fully mechanized GTAW showed
values of strength very high in association with very good toughness. In all the processes two main problem remain:
The softening zone between HAZ and BM (Type IV Cracking zone); The elongation less than 20% , which is requested
for the Base Material.
Values of elongation of 17-18% are commonly achievable from a wide range of processes and welding parameters. To
increase this value, the augment of the PWHT holding time seems to improve the elongation but a long time of PWHT
means a higher over-tempering of the Type IV Cracking zone.
So, in conclusion, the filler material used in this work is a good candidate to weld Nuclear component made of P91,
however the target in terms of ductility and maximum strength, required as BM of RCC-Mr, needs to be reviewed.
45
STEELSIM
2015
6th International Conference
MODELLING and SIMULATION of METALLURGICAL PROCESSES in STEELMAKING
BARDOLINO, ITALY
23-25 SEPTEMBER 2015
www.aimnet.it/steelsim2015.htm
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production costs, increasing steel quality and defining the correct design of metallurgical processes in order to improve their
sustainability even from the environmental point of view.
The fundamentals of metallurgical processes can be investigated through physical and numerical modelling following several
numerical approaches.
Traditional and new mathematical techniques applied by modern simulation facilities allow to achieve results that are useful
to understand physical interaction and to design a profitable metallurgical process.
The simulations technique can be applied to the different steps of the metallurgical production route: production and refining
of liquid metals, solidification, plastic deformation, thermo-mechanical processes, thermal treatment, verification of structural
reliability etc.
OOO CONFERENCE TOPICS
State of art and developments in modeling and simulation
in steelmaking:
• Ironmaking
• Primary metallurgy (aluminium alloys, copper alloys
titanium alloys etc.)
• Secondary steelmaking
• Refining of metal alloys
• Thermodynamic and kinetic simulation of the metallurgical
systems
• Casting and solidification
• Electrochemical processes
• Metalforming processes and thermo-mechanical treatment
• Heat treatments
• Fracture mechanics and safety criteria
• Fatigue mechanics
• Safety criteria
• Reduction of environmental impact
OOO EXHIBITION & SPONSORSHIP OPPORTUNITIES
SteelSim 2015 will feature an Exhibition that will enable
excellent exposure for company products, technologies,
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Companies will also be able to become Sponsors of the
Conference.
Companies interested in taking part in the Exhibition or in
sponsoring the event may contact the Organising
Secretariat (e-mail: [email protected] / fax: +39 0276020551).
OOO VENUE
The Conference will be staged at the Congress Center
of Aqualux Hotel Spa Suite & Terme, in Bardolino (VR), Italy
Via Europa Unita, 24/b 37011
Organised by
ASSOCIAZIONE ITALIANA DI METALLURGIA
ORGANIZING SECRETARIAT
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e-mail: [email protected]
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ZnO nanowires grown on bulk ZnO coatings:
mechanical response to deep cryogenic
treatment
M. Cabibbo
ZnO nanowires are currently used in many application fields, such emission displays, dye-sensitized solar cells,
gas sensors, nanomachines, to cite but few. Thermal stability is often a concern in terms of the mechanical
response and, in particular, for the elasticity of the nanowires. Literature works focused to a certain degree, on
the heating response of nanowires. Anyhow, no experimental data are nowadays available in literature on the lowand very low-temperature exposures. In the present study, deep-cryogenic treatment was performed on vertically
aligned ZnO nanowires produced by metal organic chemical vapor deposition. The mechanical response of the
nanowires was detected by nanoindentation tests. It was found that the Young’s modulus, the critical buckling
stress and strain of individual nanowires is not significantly influenced by the cryogenic exposure. Yet, the bulk
base ZnO from which the nanowires are grown halved after the deep-cryogenic treatment.
Keywords: ZnO nanowires - ZnO coatings - Nano-structured coatings - Deep-cryogenic treatment
INTRODUCTION
Zinc oxide (ZnO) has drawn considerable interest becauseof its semiconducting and piezoelectric properties [1-3]. In
particular, ZnO nanostructures have applications asfield-effect transistors [4], gas sensors [5], field-emission displays
[6], and nano-electromechanical systems (NEMS) [7]. All
of theseapplications require the knowledge and the ability
to controlthe mechanical behavior of ZnO nanostructures.
ZnO possesses one of the richest family of nanostructures
[3,8].ZnO has some advantages over the other above mentioned nanostructures as it exhibits both semiconducting
and piezoelectric properties, and it can be grown in a wide
variety of geometrical configurations [9].
Due to the reported high elastic modulus and high aspect
ratio, a further potential application of ZnO NWs is as
tips for atomic force microscopy. It has also been shown
that thesematerials are potential useful for nanoscale
interconnects,active components of optical electronic
devices andnano-electromechanical systems. For these
reasons, it is importantto understand mechanical characMarcello Cabibbo
Dipartimento di Ingegneria Industriale e Scienze
Matematiche (DIISM),
Università Politecnica delle Marche,
Via Brecce Bianche, 60131 Ancona
teristics of the ZnONWs[1,9-15].
Presently, there are many reports on themechanical properties of ZnO NWs [16-18]. Recent experimental findings
[18] reportedmodels to determining the buckling of ZnO
NWs under uniaxial compression, and proposed a new
method to observe thecritical load, elastic modulus, and
stress or strain of the NWs based on the Euler or Johnson
buckling theory.
There are several techniques that have been developed
for measuring the elastic properties of individualNW. The
technique first introduced by Wong, Sheehan, Lieber [1] is
based on quantifying the deflection of a single nanowireaffixed at one end with the other end left free to be deflected
by an atomic force microscope tip. The NWs were laid in
parallel to a solid substrate, and the elastic modulus was
calculated from the force-deflection curve.Moreover, mechanicalproperties of ZnO and similarNWs have been extensively studiedby tensile loading, bending, and buckling
[19].
The study of nanoindentation on a vertically aligned nanowires (VANW) forest reveals a process whereby NWs are
consecutively bent during the penetration of the indent
tip. Therefore, the resistance of a VANW forest to penetration is due to successive bending of NWs as the tiptouches
theNWs. Using a micro-mechanical model of the indentation process, the effective bending stiffness of constituent
NWs in the VANW array is then deduced from nanoindentation force-penetrationdepth curves (essentially using the
47
Memorie
classical Oliver and Pharr approach, see [20] to cite but
one) [21]. Furthermore, when the size of a material is reduced to the nanoscale, owing to the large surface-to-volume
ratio, surface effects will play important roles in the nanostructures. The theory of surface elasticity proposed by
Gurtinet al. [22] has been widely employed and developed
to account for the surface effects on nanoscale elements.
Different techniques have been used to grow ZnO NWs,
such as laser ablation [23], chemical vapor deposition method, electro-deposition method, vapor phase transport
[11-14], thermal evaporation using ZnO powders [15], lowtemperature liquid-phase deposition [24], vapor–liquid–
solid deposition [25], electrochemical decomposition,
which is a less onerous technique used in industry [26],
and metal organic chemical vapor deposition (MOCVD)
[14,27,28].
In this research work, ZnO NWs were grown by MOCVD in
a Si-(100) substrate. In this work, the influence of a deep
cryogenic treatment on MOCVD ZnO NWs mechanical properties such Young’s modulus and hardness was studied.
60 s, followed by 3 s unloading to the 10% of the peak load,
and a final 60 s holding at this load).
The Si/ZnO NWs samples were subjected to a cryogenic
treatment consisting of a cooling from room temperature
to -196°C at a rate of 1°C/min, holding at -196°c for 120
min, and slow recover to room temperature at same rate
used for the cooling process.
A Hysitron©Inc. triboscope nanoindenterUbi®-1 was used
to determine the Young’s modulus and hardness of the
ZnO NWs prior and after a cryogenic treatment. A uniaxial compression onto the ZnO NWswas exerted by a 3-sided pyramidal Berkovich tip (with edge aperture angle of
65.35°, and radius of curvature of 150 nm).
Samples surface morphology and size distribution of the
NWs before andafter the cryogenic treatment and the nanoindentation tests were characterized by a Zeiss© Supra®40 field emission scanning electron microscope(FESEM),
operated at 5 KeV.
EXPERIMENTAL RESULTS AND DISCUSSION
EXPERIMETAL DETAILS
A vertical chamber MOCVD systemwas employed for the
catalyst-free synthesis of theZnO NWs. Si-(100) wafer
was used as thesubstrate. High-purity diethyl zinc (purity >99.99%), and N2O (purity >99.99%) were used as zinc
and oxygensources, respectively, and nitrogen as the carrier gas.The diethyl zinc was kept at room temperature.
The basepressure of the reactor chamber was 105 Torr,
the working pressure being 40 Torr.
The ZnO NWswere grown via a two-step process. First, a
thinnucleation layer of ZnO was grown at a temperature
of 400°C. Thence, ZnO NWs were grown on the annealed
nucleationlayer at a temperature of 650°C and for a total
duration of 30 min.
The elastic properties and hardness of the vertical aligned
ZnO NWs were measured by an indentation method [21]
in which a tip was pushed downward against the aligned
NWs so that many NWs are in contact with the tip (at least
30 individual NWs). By measurement of the force-displacement curve, and the average number of NWs that were
in contact with the tip, an average elastic modulus and
hardness estimation of the NWs is possible. This method
requires that the density of the NWs is high and all of the
NWs have the same size and length. To obtain statistically
reliable data, different regions of the ZnO NWs were tested
at different tip loads. Thus more than 100 measurements
were carried out and the data reported hereafter were
averaged over all the processed load-unload curves. Raw
data analysis was performed according to the Oliver and
Pharr method (readers interested to have more details on
this widely used method of data analysis are referred to
[20,29] and actually to the many other literature papers
on nanoindentation data analysis). According to the round
robin experiment results reported in [29], a trapezoid load
function (loading time of 20 s, holding at the peak load for
48
Fig. 1 shows a cross-section FESEM image recorded at a
30° tilt angle of the as-grown ZnO NWs. It can be seenthat
ZnO NWs are densely well-aligned with uniform diameter.
Mean diameter, length and density of these NWs were 80
± 5 nm, 1000 ± 80 nm, and 7.15·109 cm-2, respectively. As
shown in the Figure 1 inset, ZnO NWs were grown with an
hexagonal structure.
Fig. 1 - Cross-section FESEM image recorded at a 30°
tilt angle showing diameter, length, and distribution of
the as-grown ZnO NWs. Inset is a top-view showing the
grown structure of the present ZnO NWs, which are
hexagonal.
Fig. 2 reports a top-view FESEM micrograph of the deep-cryogenic treated NWs after nanoindentation test. It
can be seen that these NWs were severely distorted and
collapsed to the basement layer. Since these tests were
destructive, several tests were carried out at different loads and in different ZnO NWs regions to ascertain the reproducible of the method. Results yield a full and reliable
reproducibility of the method.
Fig. 2 - FESEM top-view of the deep-cryogenic treated
ZnO NWs after a nanoindentation test (applied load of
7 mN, triangular pyramidal Berkovich tip).
A typical continuous load–unload force–displacement
curve for as-grown and cryogenic treated NWs is shown
in Figure 3. This figure clearly illustrates that multiple discontinuities, i.e. pop-in events, in the force–displacement
curves occur during loading, in both cases, the as-grown
NWs (Fig. 3(a)), and the deep-cryogenic treated condition
(Fig. 3(b)). No discontinuities have been observed on unloading. Results show that the critical load for the first
pop-in, that is the elastic-plastic threshold value, essentially varies in the range of 300-480 μN, in both conditions.
More specifically, the as-growth NWs showed a average
elastic-plastic threshold load value of 390 μN, and after cryogenic treatment this mean value was of 410 μN, that is,
the mean critical load did not changed significantly after
cryogenic treatment. In either cases, varying the applied
load (in the range of 1 to 3.5 mN) the analysis of nanoindentation curves also revealed that the larger the load required for the first pop-in to occur, the larger the length
of indenter excursion during the pop-in event, i.e. larger
penetration depth. As a result, the maximum penetration
of the indenter is essentially independent of the number of
pop-in events during loading.
The loading portion of the load-displacement curves consist of three stages which can be recognized by the value of
the critical load, Pcr: an initial load regime, where the load,
P, increases (P < Pcr), followed by a sudden drop in the curve slope, which eventually becomes flat at P = Pcr, and a
third stage,where the load starts back to increase with the
penetration depth, P > Pcr. The buckling instability occurs
in the flat portion of the loading curve. It is well known that
the behavior of an ideal column ofNWs compressed by an
axial load P can be summarized as follows: a. if P < Pcr, the
column is in stable equilibrium in its straight position; b. if
P = Pcr, the column is in a neutral equilibrium in either the
straight or a slightly bent position; c. if P > Pcr, the column
is in unstableequilibrium in its straight position and will
buckle under the applied load.Such a type of buckling is
called Euler buckling [30].
Fig. 3 also shows large displacement versus load in the
load range P<Pcr, which denotes a large flexibility of the
ZnO NWs. This behavior was observed not only in the asgrown condition, but also, and surprisingly, after deepcryogenic treatment.In particular, the value of the critical
load, Pcr, is essentially the same in either the as-grown and
cryogenic treated condition, this ranges from 300 to 480
μN, in the as-grown NWs, and from 360 to 440 μN, in the
cryogenic treated condition. An interesting aspect is thus
that the range of variability of the buckling critical load
after cryogenic treatment is far more narrow, and limited
to the upper value portion of the value range showed in the
as-grown condition. The ranging values of the ZnO NWs
critical load depend on the applied maximum load, and in
most cases it rises with applied load, which ranged 1.0 to
3.5 mN. Moreover, the penetration depth reached to initia-
Fig. 3 - Six representative load-displacement nanoindentation curves showing the pop-in event upon loading of
the ZnO NWs in the as-grown condition (maximum loads ranging1.25- to - 3.0 mN), a), and after deep-cryogenic
treatment (cooling to -196°C at a rate of 1°C/min, holding at -196°c for 120 min, followed by 1°C/min slow
recover to room temperature), where maximum loads ranged1.25-to-2.7 mN, b).
49
Memorie
te the critical buckling load in the cryogenic treated ZnO
NWs was the same as to the as-grown ZnO NWs. It is well
known that the high flexibility of the ZnO NWs is attributed
to the low dimension of the structure. For instance, Chen
et al. [10] showed that a pure single ZnO crystal of 100
nm diameter can be bent into a minimum of 1 μm diameter circle. Another reason may be due to the movement of
the NWs at the ends support, as a perfect rigid support is
impossible, which is thus not influenced by the cryogenic
treatment.
The FESEM top-view, reported in Fig. 2, easily allows the
estimation of the average critical buckling load of an individual ZnO NW. As reported in Fig. 2, the area interacting
with the indentation pyramidal tip is constituted by a equilateral triangle of 2 μm edge dimension (for typical applied
loads of 2.5-3.5 mN), which slightly reduces to 1.7-1.8 μm
in the lower load range (1.5-to-2.5 mN). The total ZnO NWs
run over by the pyramidal tip are some 80. Thereafter, the
critical buckling load of a single ZnO NW is about 4.9 and
5.1 μN, in the as-grown and cryogenic treated conditions,
respectively. The unchanged buckling load of ZnO NWs after deep-cryogenic treatment is surely a remarkable result.
This means that no change in the elastic-plastic properties
of the ZnO NWs is induced by a cryogenic treatment.
Following the classical theory of elasticity of solids [33],
the critical buckling load for an ideal elastic column can be
expressed as (Euler load), Eq. (1):
(1)
Pcr = π2EI/Leff2
where E is the Young’s modulus of an individual ZnO NW,
I = πD4/32 is the momentum of inertia, D the mean NW
diameter (this taken as the outer circumference of the
NW hexagonal section), Leff is the effective NW length,
which, for a fixed-pinned “cylindrical” NW is 0.7L, L being
the mean NW length. The critical buckling strain is given
by εcr = σcr/E, where the critical buckling stress, σcr =
Pcr/A, A being the mean section area of the hexagonal
NWs (A = (3√3/8)D2).
Table 1 compiles the values obtained for the single ZnO
NW Young’s modulus, E, its critical buckling stress, σcr,
and strain, εcr, in the as-grown and deep-cryogenic treated conditions. The quite close Young’s modulus values
(86 GPa for the as-grown, and 90 GPa of the deep-cryogenic treated single ZnO NW), accounting for a slight 4%
difference, clearly indicate a almost irrelevant influence of
the cryogenic treatment in the elastic modulus of the ZnO
NWs.
The here obtained values are reasonably close to the reported elastic modulus of single-crystal ZnO bulk coating,
beingE = 111 GPa as shown in [34]. The elastic properties of
ZnO nanostructures and their size dependence have been
previously investigated by means of transmission electron
microscopy (TEM) [10] and atomic force microscopy (AFM)
[30]. The Young’s modulus of ZnO NWs was found to decrease dramatically with increasing diameter, reaching the
50
Pcr,
μN
E,
GPa
σcr,
MPa
as-grown
4.9
86
1192 0.014
-
deep-cryogenic
treated
5.1
90
1241 0.014
4
εcr
variation,
%
Table 1. Single ZnO NW critical buckling load, Pcr,
Young’s modulus, E, stress, σcr, and strain, εcr, in the
as-grown and deep-cryogenic treated conditions.
ZnO bulk value for diameters typically larger than 120 nm.
This behavior was attributed to a surface stiffening effect
dominating at large surface-to-volume ratios [10].
The similar critical buckling stress in both conditions also
means that hardness of individual ZnO NWs is not significantly modified after cryogenic treatment.
On the other hand, Oliver and Pharr analysis of the whole load-unload curves allowed to determine the Young’s
modulus and hardness of the ZnO NWs prior and after
deep-cryogenic treatment. Anyhow, it must be emphasized that the classical Oliver and Pharr analysis approach
of the raw data allows to determine the Young’s modulus
and hardness of the ZnO NWs, together with the basement
from which they are grown. This is due to the fact that
the third part of the loading curve, i.e. for P >Pcr, pertain
to the ZnO coating basement, since the NW buckling load
has been exceeded. Due to the fact that the Oliver and
Pharr analysis determination of the coating Young’s modulus and hardness are determined from the slope, i.e. the
tangent, at the starting point of the unloading curve, the
obtained value derives from both ZnO base and NWs. This
holds unless the substrate of Si-(100) start to contribute
to the measurements. This typically holds for penetration
depths approaching 20-25% of the total coating thickness.
In the present case, even the maximum applied load of 3.5
mN did not reach this limit (the penetration depth being of
3500 nm, under a ZnO base thickness of 20μm and NW
of 1 μm).
Curve analysis showed that the as-grown NWs Young’s
modulus is Eas-grown, of 115 ± 25 GPa, which essentially doubled after deep-cryogenic treatment (Epost-cryo = 320 ± 10
GPa). On the other hand, hardness increased slightly in
the deep-cryogenic treated condition, being Has-grown = 4.4
± 0.4 GPa, and Hpost-cryo = 5.3 ± 0.3 GPa. Elastic modulus
and hardness of the base bulk ZnO coating well agreed
with literature data (see for instance [35]).Thence, the
hardness-to-elastic modulus ratio, H/E, of the ZnO coating, constituted by the base and NWs, almost halved after
cryogenic treatment. Since, as shown above, the ZnO individual stress and Young’s modulus did increase of only 4%
after deep-cryogenic treatment, the larger part of reduction of the Young’s modulus as determined by the loadunload curve analysis is to be attributed to the bulk base
ZnO coating. This indeed is an interesting result, as it was
shown that, while the elastic modulus of the ZnO bulk coLa Metallurgia Italiana - n. 3/2015
ating halved after deep-cryogenic treatment, the ZnO NWs
were practically not affected.
CONCLUSIONS
In summary, it was reported that deep-cryogenic treatment
of MOCVD ZnO NWs did not impair the large flexibility of
the as-grown ZnO NWs. It also did not influence to a significant extent the Young’s modulus and the critical buckling
load, stress , and strain. On the other hand, the Young’s
modulus of the bulk ZnO base, from which the NWs were
grown, halved after the deep-cryogenic treatment.
ACKNOWLEDGMENTS
The authors wish to thank Mr. D. Ciccarelli for their help in
performing the cryogenic treatment and nanoindentation
tests.
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CONFERENCE&EXHIBITION
20th - 21st - 22nd MAY 2015 ÀHUDPLODQR5KR MILANO,WDO\
WE STEEL BELIEVE
L’EVENTO INTERNAZIONALE DEDICATO ALLA FILIERA DELL’ACCIAIO
DALLA PRODUZIONE AL SUO UTILIZZO
LO STILE MADE IN ITALY PER TRE GIORNI DI BUSINESS E APPROFONDIMENTI
PENSIAMO INSIEME ALL’ACCIAIO DI DOMANI
MADE IN STEEL 2015
IL PRINCIPALE EVENTO DEL SUD EUROPA
DEDICATO ALL’ACCIAIO
ZZZPDGHLQVWHHOLW
6XSSRUWHGE\
The effect of deep cryogenic treatment on
hardness and wear behavior
of the H13 tool steel
K. Amini, M. Negahbani, H. Ghayour
In recent decades, cryogenic treatment has been used as the finishing operation between the quenching and
tempering treatment on tool steels for the purpose of increasing hardness and wear resistance. H13 tool steel is a
hot working ‬steel widely used in manufacturing molds and hot working tools. In this research, the effect of deep
cryogenic treatment at -196 for 24 hours has been investigated in comparison with the quenching-tempering
treatment on hardness, structure and wear resistance. In addition, the effect of TiC coating after cryogenic
treatment on hardness and wear resistance has been studied. The results of this research showed that cryogenic
treatment with or without coating leads to an increase in hardness levels of 5.7 % and 9.6 %, respectively, and
an improvement in the wear resistance levels of 33 % and 60 % respectively, in comparison with the quenchingtempering treatments. Investigating the wear surfaces by scanning electron microscopy (SEM) showed that ‬the
wear mechanism is adhesive.
Keywords: Deep cryogenic treatment - H13 tool steel - Hardness - Wear behavior
Introduction
The martensitic transformation start and finish temperatures in steels are reduced by increasing the percentages of
carbon and the alloying elements. Even in high-alloy steels
with high carbon contents, the martensitic transformation
finish temperatures may reach less than zero degrees Celsius. Because of this, the retained austenite will exist in
the steel structure after quenching to the environmental
temperature. Retained austenite is a soft phase that reduces hardness, wear resistance, and dimensional stability [1]. It is an unstable phase that may be converted
into martensite in working conditions and under stress.
The recently formed martensite is not tempering; hence,
it is very brittle. Also, the mentioned transformation is acKamran Amini
Department of Mechanical Engineering,
Tiran Branch, Islamic Azad University, Tiran, Iran*
Corresponding Author: [email protected]
Tel. 00989131651659
Mehran Negahbani
Department of Mechanical Engineering, Khomein
Branch, Islamic Azad University, Khomein, Iran
Hamid Ghayour
Department of Materials Engineering, Najafabad
Branch, Islamic Azad University, Najafabad, Isfahan, Iran
companied with a 4% increase in volume. This undesirable
increased volume can lead to distortion and dimensional
instability [1-2]. Therefore, one of the important issues in
heat treatment of steels is the reduction or elimination of
the retained austenite.
One of the methods of the reduction or elimination of
the retained austenite is using cryogenic treatment [3-4].
Technically, cryogenic treatment is divided into two categories based on the temperature of the treatment: shallow cryogenic treatment (cooling to temperatures of -80
and deep Cryogenic Treatment (cooling to temperatures
of -196 . Most of the improvement in properties is obtained when cryogenic treatment is performed immediately
after quenching and before tempering [4]. In deep cryogenic treatment, in addition to the transformation of retained austenite to martensite, the secondary and highly fine
carbides are formed in the structure after the tempering
treatment [4-5]. Conducted researches show that in deep
cryogenic treatment in comparison with conventional heat
treatment, the number of carbides increases and a more
suitable distribution of carbides is formed [4-6]. Huang
showed that in high-speed steel M2, the carbides volume
fraction becomes two-fold due to the effect of deep cryogenic treatment [6]. Meng reported 110 – 600% improvement in wear resistance at different speeds by performing
cryogenic treatment on steel Fe-12Cr-Mo-V-1,4C using
sample on the wheel test [5]. Meng also showed that despite the lack of change in the percentage of martensite
at temperatures of -50 and -185 , the wear resistance of
a sample on which the deep cryogenic treatment is per53
Memorie
formed improves due to the deposition of fine carbides η
(Eta). The reason for the deposition of these carbides is
the lattice contraction and the pressuring of the carbon
atoms to leave the primary places. These carbides increase the strength and toughness of steel [5]. The conducted researches show that cryogenic treatment improves
hardness [7-9], wear resistance [10-11], and increases
bending strength [12], dimensional stability [13], fatigue
resistance [9], and fracture toughness [12] in the steel pieces. H13 tool steel is a hot working steel that is widely
used in manufacturing molds and hot working tools. In the
present study, the effect of deep cryogenic treatment on
microstructure, hardness and wear resistance of this steel
with and without TiC coating has been investigated in comparison with the conventional quenching-tempering heat
treatment. The steel investigated in the present study is
the H13 tool steel which is a hot working steel Due to the
sensitiveness of using this steel and the existence of the
retained austenite in its structure, using deep cryogenic
treatment after performing common austenite - quenching
treatment is necessary. However, there is not much available information about deep cryogenic treatment of this
steel. The current study has been performed to investigate the effect of holding duration of the H13 tool steel at
the temperature of deep cryogenic treatment (-196 for 24
hours, and coating this steel as well as investigating the
effect of this treatment on its hardness and wear behavior.
Also, the effect of deep cryogenic treatment on the wear
mechanism and distribution of carbides was studied.
EXPERIMENTS
A H13 rod with adiameter of 20mm was cut into disks
with height of 55 mm. The nominal composition of the rod
is introduced in Table 1. To perform heat treatment, the
samples were preheated at the rate of 30 °C / min up to
650°C and kept at this temperature for 20 minutes. Then,
for austenitizing, these samples were heated at the rate of
20 °C / min up to 1030 °C and kept at this temperature
for 30 minutes. Then the samples were removed from the
furnace and were immediately quenched in the oil environment. After that, two of the samples were immediately
placed in the furnace under tempering treatment at 550˚C
for 50 minutes (QT) and the other two samples were placed under cryogenic treatment at -196 °C (Deep Cryogenic treatment) for 24 hours.
After warming to ambient temperature, one of the cryogenic samples was immediately tempered for 50 minutes
at temperature of 550 °C (DCT24). In order to investigate the effect of the coating treatment, two other samples
were prepared after warming to the ambient temperature.
For this purpose some of the DCT and QT samples were
coated by a 50 mm-thick layer of TiC via the PVD method
and were placed under tempering treatment at 550 °C for
50 minutes (DCT24P and QTP respectively). The heat treatments of the samples and their abbreviation signs are
given in Table 2.
54
A programmable heat-operating furnace (Carbolite,
RHF1400, England) was used for austenitizing and tempering the samples. After the austenitizing and quenching
heat treatment, in order to remove surface oxides and calculate the hardness carefully, the samples were sanded to
a 600 grit. After tempering, the samples were sanded to a
1200 grit to be polished and the uniformity of the surface in
the wear test and their surface roughness reached 0.3 µm.
Then they were put under the hardness and wear tests. The
hardness of the samples was measured in Rockwell scale
(HRC) and based on the ASTEM E18 standard. The samples
were analyzed via XRD to evaluate the effect of the deep
cryogenic heat treatment on the retained austenite percentage. For this evaluation, a Cu Kα radiation was used, and
the retained austenite percentage was determined according to the ASTM E975-00 standard. Metallography of the
samples was conducted by using the common method of
sanding and polishing with the emulsion of a device containing alumina of 0.5 µm. 4% Nital Etching solution was
used for etching the samples and the structure was studied
by optical microscopy (Olympus, PGM3) and field emission
scanning electron microscopy (FSEM JEOL2010).
The wear test samples were cut from the original sample as
discs with a diameter of 50 mm and by using the wire cut
method before the heat treatment and they were ground
by magnetic stone for uniformity of surface. The wear test
was conducted according to the ASTM G99 standard by
using the wear machine with the Pin-On-Disk method with
a force of 60 Newton and the speed of 0.15 m/s. During
the experiment, the samples weight reduction was calculated by a digital scale with 0.0001 g precision milligram. The
abrasion test was conducted at a distance of 1000 meters
in the humidity of 30±5 %, and at the temperature of 25±5
. In the wear test, the graphs of weight reduction versus
distance and wear rate versus distance were drawn. The
wear rate was calculated by using the following formula.
Wr = Dm / (r ×l×F) × 106
(1)
where, Wr is the wear rate (mm3 /Nm), m is the weight
reduction (mg), r is the density of steel (g/cm3) l is the sliding distance (meter), F is the applied force (Newton) and
the coefficient of 106 is for the unit conversion.
Scanning electron microscopy (SEM Philips-XI30) was
used to study the surface and wear mechanisms.
C
o.35
Si
Mn
P
S
1.2 0.35 o.o3 0.03
Cr
5
Mo
1.5
V
1
Fe
90.5
Table 1 - Chemical composition of the H13 tool steel
(Wt.%)
Results and discussion
X-ray diffraction (XRD) analysis of the samples show that
the deep cryogenic heat treatment eliminates the retained
austenite completely. It was also clarified that the rate of
carbides dispersion in the samples which have been under
Sample number
Heat treatment
Abbreviation sign
Sample 1
Preheating at 650 °C for 20 minutes; Austenitizing at 1030 °C for 30 minutes; Quenching
in oil; Tempering at 550 °C for 50 minutes;
Air cooling
Austenitizing; Quenching in oil; Tempering
(QT)
Sample 2
in oil; Cooling to -196 °C; Keeping at this
temperature for 24 hr; Warming to ambient
temperature; Tempering at 550 °C for 50 minutes; Air cooling
Austenitizing; Quenching in oil; Deep cryogenic treatment; Tempering (DCT24)
Sample 3
in oil; Coating with TiC using the PVD method,
Tempering at 550 °C for 50 minutes; Air cooling
Austenitizing, Quenching in oil, Tempering,
Coating (QTP)
Sample 4
in oil; cooling to -196 °C; Keeping at this
temperature for 24 hr; Warming to ambient
temperature; Coating with TiC using the PVD
method Tempering at 550 °C for 50 minutes;
Air cooling;
Austenitizing, Quenching in oil, Deep Cryogenic Treatment, Tempering, Coating (DCT24P)
Table 2 - Heat treatment condition of the H13 tool steel
deep cryogenic treatment is much more than the samples
of quenching-tempering (Figs 1and 2 (a, b)). This is one of
the main reasons for increasing the hardness and wear
resistance of cryogenic samples in comparison with the
samples of quenching-tempering.
These tiny carbides are created due to the microscopic
internal tensions caused by factors such as difference in
the thermal contraction coefficient of different phases or
transformation of the retained austenite to martensite and
crystalline defects such as twinning and dislocation. Under these conditions, the temperature must be sufficiently
low for these microscopic internal tensions to reach the
point of the forming of the mentioned crystalline defects.
If sufficient time is available under this condition, the local
influence leads to the clustering of carbon and the alloying
elements near the lattice defects. On the other hand, by
decreasing temperature, super-saturation in martensite
increases. Thus, the lattice distortion and thermodynamic instability in martensite increases. Both of the above
mentioned factors are the driving force for the movement
of carbon atoms and the alloying elements around these
crystal defects [6, 14-15]. Therefore, very tiny nuclei are
formed, leading to sediment of very fine carbides even the
nano-sized ones in the tempering treatment [14-16]. Clustering of carbon atoms around these dislocations is to
reduce the final energy of the system [6, 14].
In a study on steel 80 CrMo 125 conducted by Amini et
al., a 2% increase in the volume fraction of carbides due to
cryogenic treatment in comparison with the common heat
treatment (quenching-tempering) was reported. They also
reported more homogeneous distribution of the carbides
due to the cryogenic treatment [15].
In another research performed by the same researchers
on tool steel 1.2080, due to cryogenic treatment, the carbide volume fraction increased, the distribution of these
carbides was more appropriate, and the nano-sized carbides were observed in the structure [16].
These researchers have considered the mentioned carbides as the main factor in the improvement of hardness
and wear resistance of steel 1.2080 due to the cryogenic
treatment [14-16].
Results of the hardness tests of different samples are given
in Tables 3 and 4. As can be seen, hardness has increased
by 5.7 % due to the cryogenic treatment and has increased
by 9.6 % due to coating after the cryogenic treatment. It
was also revealed that the dep cryogenic heat tretament
did not affects the hardness of PVD samples (DCT24P and
QTP) (table 3) due to the similar top layer.
The reason for increasing hardness due to the cryogenic
treatment is related to the conversion of the retained austenite to martensite and the sediment of the tiny nanometer-sized carbides, and more appropriate distribution of
carbides. Increasing hardness due to the cryogenic treatment has also been reported by other researchers [8-10,
14-17].
55
Memorie
Fig. 3 shows the curve of the mass loss versus the sliding
distance under a force of 60 Newton. As can be seen, in
the samples which have been under deep cryogenic treatment, less weight reduction was observed in comparison
with the conventional heat treatment samples due to the
elimination of the retained austenite and the sediment of
very tiny carbides. In the comparison between these four
samples, the samples of the conventional quenching-tempering treatment have the highest weight reduction. Lowest weight reduction has been observed in the 24 hr deep
cryogenic and coated samples. The curves of the wear rate
versus distance under the force of 60 Newton and at the
speed of 0.15 m/s for all the samples are drawn in Fig. 4.
The lowest wear rate has been observed in the deep cryogenic and coated samples. Also, due to the increase in the
distance and cold working of the layers under wear, the
wear rate has been reduced [4]. As can be seen in Table
5, the improvement of wear resistance for the DCT24 and
DCT24P samples in comparison with the QT sample is 30%
and 60%, respectively. The reason for the improvement
of wear behavior in the cryogenic samples in comparison
with the QT sample is the transformation of the retained
Sample
Hardness of Average
(HRC)
DCT24
55 ± 1
DCT24P
57 ± 1
QTP
57 ± 1
QT
52 ±2
Table 3 - Hardness of experimental samples
Sample
DCT24
DCT24P
Percentage of increase of
the hardness (in comparison with the QT sample)
5.76
9.61
Table 4 - Percentage rate of the increase of the
hardness of the samples
austenite to martensite and the sediment of the tiny carbides. However, in the coated samples, the wear behavior
improves by increasing the hardness of the surface due
to the TiC coating after deep cryogenic treatment. The
Fig.1 - Optical micrographs of carbides: (a) DCT24 and (b) QT samples
Fig. 2 - FSEM micrographs of the carbides: (a) CHT and (b) DCT24 samples
56
Fig.3 - Variations of the mass loss of the heat treated
H13 tool steel versus the sliding distance under 60 N
at V = 0.15m/s
Fig. 4 - Variations of the wear rate of the heat treated
H13 tool steel versus sliding distance under 60 N at V
= 0.15m/s
Fig. 5 - SEM image of the worn- out surface of the H13 tool steel under 60 N load and 0.15 m/s sliding velocity
after 1000m sliding: (a) QT,(b)DCT24, (c)DCT24P, (d)QTP.
Sample
DCT24
DCT24P
Percentage of the increase of
the wear resistance (in comparison with the QT sample)
33
60
Table 5 - Percentage rate of the increase of the
samples wear resistance
PVD coating improves the wear resistance remarkably. In
comparison between the PVD samples (DCT24P and QTP)
the DCT24P shows a slightly higher wear resistance. This
behavior is a consequence of a harder sub-layer beneath
the coating top layer. After the erosion of the coating the
DCT sub-layer shows a higher degree of resistance against
wear and hence the wear resistance of the DCT24P samples is higher than that of the QTP ones. Studying the wear
surface given in Fig 5 indicates an adhesive mechanism in
57
Memorie
the worn out surface of the samples.
As can be seen, less adhesive wear is observed in the cryogenic samples. In the studies conducted by Fantalvo [18]‬
on tool steels, increasing the volume fraction and reducing
the distance between carbides have reduced the adhesive
wear. On the other hand, Yang et al. [19] have considered
increasing the hardness of the steel surface as the main
actions of the resistance to adhesive wear. Therefore, resistance to adhesive wear increases in the deep cryogenic
treatment because of the increase in hardness due to increasing of the volume fraction of carbides.
For more studies the wear derbies was also examined via
the SEM. Results show that the wear derbies of the DCT
sample are smaller in size as compared with the QT ones.
This behavior is a consequence of harder surface of the
DCT samples as compared with the conventionally treated
ones (Fig. 6).
Fig. 6 - SEM micrograph of wear derbies of the heat
treated samples under 60 N load and sliding velocity
of 0.15 m/s: (a) QT and (b) DCT24.
Conclusion
1. It was observed that deep cryogenic treatment with
and without coating with TiC resulted in the increase
of hardness and wear resistance in comparison with
conventional heat treatment. The increasing of the
hardness and wear resistance in the samples of deep
cryogenic treatment, respectively, is 5.8% and 33%
and with regard to the samples of deep cryogenic treatment and coating is 9.6% and 60%. The increasing of
58
the hardness and wear resistance in deep cryogenic
treatment is related to the conversion of the retained
austenite to martensite, more sediment and more uniform distribution of carbides.
2. The predominant wear mechanism in the sample of
conventional heat treatment is adhesive. It was also
observed that by performing the deep cryogenic treatment the wear mechanism did not change and the
collected wear derbies of the cryogenically treated
samples were more brittle and smaller
References
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tribological characterization of plasma- and gas-nitrided 2Cr13 steel
in vacuum, Materials & Design, 32 (2011) 808-814.
Atti e notizie
MATERIALI PER OIL&GAS
IN SUPERLEGHE E
ACCIAI INOSSIDABILI
Milano, 23 - 24 aprile 2015
Anche se l’attuale riduzione del prezzo
del petrolio si tradurrà in un calo temporaneo degli investimenti nel settore
Oil & Gas, queste risorse continueranno ad essere per i prossimi decenni
la fonte principale dell’approvvigionamento energetico. Per tenere il passo con la domanda crescente di tali
materie prime, è necessaria l’esplorazione di nuovi giacimenti sempre più
difficili da raggiungere.
I volumi estratti nell’ultra-deep offshore, così come quelli derivanti da
scisti onshore, cresceranno in futuro
e le condizioni di esercizio dei materiali utilizzati per l’estrazione saranno
sempre più severe: temperature ambiente elevate o sotto zero, pressioni crescenti, ambienti acidi (ad alto
contenuto di H2S) con livelli elevati di
CO2 e conseguenti severe condizioni
corrosive.
Questo è il campo di applicazione
delle leghe resistenti alla corrosione (CRA), poiché più adatte a soddisfare i requisiti sempre più severi in
esplorazione e produzione. L’utilizzo
delle superleghe nel settore Oil &Gas,
con particolare riferimento ai forgiati
in Alloy 625, 718 e 725, rientra nella ricerca di elevate performance dei
prodotti.
Le due Giornate proposte dal Centro
Forgiatura dell’AIM hanno non solo
l’obiettivo di illustrare la metallurgia
dei materiali utilizzati nel settore, nonché i processi di fabbricazione e trasformazione degli stessi ma, soprattutto, puntano a coinvolgere anche
gli utilizzatori finali, che spiegheranno
le loro esigenze solitamente recepite
solo con la lettura delle specifiche di
approvvigionamento. Non dobbiamo
infine dimenticare che la qualità di
questi componenti è fondamentale
per la protezione dell’ambiente e per
la sicurezza degli operatori impegnati
nelle difficili attività di estrazione.
Questo è il valore aggiunto che queste
Giornate vogliono offrire: utilizzatori e
produttori attorno ad uno stesso tavoLa Metallurgia Italiana - n. 3/2015
lo, non per fronteggiarsi, ma per collaborare al raggiungimento di obiettivi
che possano soddisfare tutti gli attori
di questo scenario, incluse le forge
Italiane che nel mondo giocano un
ruolo fondamentale nella produzione
di questi componenti. La manifestazione avrà il seguente programma:
23 aprile
Industria e Università: sinergia tra produzione e ricerca verso l’innovazione
Corrosion Resistant Steels and Alloys
in the Oil & Gas Industry (Nickel Alloys,
Stainless Steels, Alloy Steels)
Gli acciai inossidabili in applicazioni Oil
& Gas
Metallurgia fisica e proprietà di leghe
di nichel
Metallografia e trattamento termico di
leghe di nichel
Refining treatment in a Vacuum Induction Degassing (VID) furnace for high
alloyed low carbon steels
Special Steel Mills for High - End Products
Normative internazionali e requisiti non standard - personalizzati
Materiali di alta qualità per applicazione ad alte performances
Utilizzo di leghe base Ni nella produzione di valvole sottomarine
Il controllo del processo attraverso la
simulazione
24 aprile
Applicazioni ingegneristiche avanzate
per il settore O&G
Impianti per la forgiatura e condizioni
di deformazione per l’ottenimento di
prodotti “sani”
Moderne soluzioni impiantistiche e di
processo per la laminazione a caldo di
prodotti lunghi di qualità per applicazioni “Oil & Gas”
Forgiatura radiale Danieli: sviluppi impiantistici innovativi per prodotti Oil &
Gas ad elevate performances
Utilizzo delle superleghe per la produzione di forgiati nel settore Oil&Gas
Criticità nei cicli termomeccanici: casi
applicati agli acciai inossidabili
Principali forme di corrosione nell’estrazione e trasporto degli idrocarburi
Improved performance of forged parts
for O&G through “Forge NxT”:WW
examples of advanced use
Acciai inossidabili duplex sottoposti a
HISC in applicazioni offshore: ruolo,
caratterizzazione e controllo dell’austenite spacing
Per ulteriori informazioni rivolgersi
alla Segreteria dell’Associazione Italiana di Metallurgia, oppure visitare il
sito www.aimnet.it
giornata di studio
TUBI IN ACCIAIO
AL CARBONIO
Dalmine, 11 giugno
Cremona, 25 giugno
In Italia, da sempre, il settore dei tubi
rappresenta un importante realtà industriale e commerciale nazionale ed
internazionale.
Sul nostro territorio convivono parecchie industrie che fabbricano tubi in
acciaio e tubi di metallo non ferroso.
Queste aziende produttrici hanno una
forte leadership sul mercato nazionale ed internazionale e la nostra qualità produttiva è riconosciuta in tutto
il mondo.
La valenza qualitativa dei diversi tubi
prodotti in Italia trascina un indotto
notevole che riguarda i settori dell’impiantistica, della siderurgia, dell’automotive, del petrolio e del gas, della
termica, settori che si sono imposti
sul mercato sfruttando la loro creatività e la loro capacità di proporre
prodotti di alta qualità.
Notevole è il nostro settore di distribuzione di tubi in acciaio al carbonio,
formato da una serie di aziende medio piccole che acquistano e vendono
59
Atti e notizie
tubi in Italia, in Europa ed nel resto
nel mondo.
Con l’aumento della produzione mondiale di tubi in acciaio si è verificato
anche un miglioramento delle tecnologie dei processi produttivi ed una
evoluzione delle normative.
Il Centro di Studio delle Lavorazioni
Plastiche AIM, attento a questo avanzamento produttivo e di mercato che
si è verificato nelle aziende nazionali,
ha organizzato due Giornate di Studio,
per far percepire ai molti tecnici che
lavorano nei settori sopra menzionati inclusi i tecnici commerciali che operano nella distribuzione dei tubi - lo stato
di avanzamento tecnologico dei processi di fabbricazione e per conoscere
de visu, mediante la visita di impianti,
le moderne tecnologie produttive.
Una vera occasione da non perdere
per completare il proprio background
professionale.
La prima Giornata, sui “Tubi senza saldatura” sarà tenuta a Dalmine l’11 giugno, presso Tenaris Dalmine e prevede
interventi su tubi senza saldatura, sulle tecnologie dei processi di fabbricazione e sulle principali applicazioni dei
tubi senza saldatura. Le presentazioni
del mattino saranno seguite da una visita agli impianti. La seconda Giornata,
riguardante i “Tubi saldati” sarà tenuta
il 25 giungo presso la Arvedi Tubi Acciaio - ATA di Cremona. Il programma
prevede presentazioni sulla linea di
produzione ATA per tubi saldati di diametro medio/alto e spessori elevati ,
sulle caratteristiche tecniche e tecnologiche del nuovo processo di fabbricazione di tubi saldati con un severo
rapporto D/sp. e per impieghi particolari, sulla produzione dei tubi saldati,
sulle tecnologie dei processi di fabbricazione a freddo, a caldo e finitura di
tubi saldati. Seguirà una visita al nuovo laboratorio per le prove e il collaudo
dei prodotti. Per ulteriori informazioni
rivolgersi alla Segreteria AIM oppure
visitare il sito www.aimnet.it
Errata Corrige
Nel numero di febbraio siamo incorsi in un errore di stampa, pubblicando una versione non più attuale dell’annuncio pubblicitario
della Tav Engineering. Ci scusiamo
con gli interessati.
60
LE PROSSIME MANIFESTAZIONI AIM
TRATTAMENTI TERMICI
Corso modulare – Centro TTM
Milano, 14-15, 21-22 aprile
MATERIALI PER OIL&GAS IN SUPERLEGHE E ACCIAI INOSSIDABILI
GdS – Centro For
23-24 aprile
SOLIDIFICAZIONE E COLATA CONTINUA
Corso itinerante – Centro A
7-8-14-15-28-29 maggio
Eur. Conf. HEAT TREATMENT & SURFACE ENGINEERING & 22nd IFHTSE
Congress
Venezia, 20-22 maggio
http://www.aimnet.it/ht2015.htm
TRATTAMENTI TERMICI
Milano, 9-10, 16-17 giugno
SCUOLA DI METALLURGIA DELLE POLVERI
Corso– Centro MP
Imola, 11-12 giugno
TUBI IN ACCIAIO AL CARBONIO: Tubi senza saldatura
GdS – Centro LP
Dalmine, 11 giugno
XI Giornate Nazionali CORROSIONE E PROTEZIONE
Ferrara, 15-16-17 giugno
http://www.aimnet.it/gncorr2015.htm
TUBI IN ACCIAIO AL CARBONIO: Tubi saldati
GdS – Centro LP
Cremona, 25 giugno
STEELSIM 2015
6th Int. Conf. Modelling and Simulation of Metallurgical Processes in Steelmaking
Bardolino, 23-25 settembre
http://www.aimnet.it/steelsim2015.htm
TRATTAMENTI TERMICI
Milano, 29-30 settembre
Pillole per Preposti: LA MACCHINA FUSORIA
Corso – Centro A
Brescia, 14 ottobre
MATERIALI DI CARICA IN ACCIAIERIA
Gds – Centro A
Milano, 18 novembre
2016
EEC 2016 - 11th European Electric Steelmaking Conference
Venezia, 25-27 maggio 2016 - http://www.aimnet.it/eec2016.htm
Per ulteriori informazioni rivolgersi alla Segreteria AIM, e-mail: [email protected],
oppure visitare il sito Internet www.aimnet.it
Acciaio
Normative
Notizie da UNSIDER
Premessa
Una fase importante nello sviluppo di un progetto di norma
(UNI, ISO o CEN) sono le inchieste per la raccolta dei commenti e delle espressioni di voto.
La durata dell’inchiesta è legata al tipo di inchiesta in corso:
NWIP (CEN e ISO) – 3 mesi (se non diversamente deciso
dal Technical Committee competente);
ISO/CD – 3 mesi (se non diversamente deciso dal Technical Committee competente);
ISO/DIS – 3 mesi;
prEN – 3 mesi;
ISO/FDIS – 2 mesi;
FprEN – 2 mesi.
Chiunque ritenga di avere commenti ad un progetto di norme può inoltrarli ad UNSIDER, gli associati che regolarmente partecipano alle attività degli Organi Tecnici dell’Ente attraverso UNIONE/ISOlution, tutti gli altri inviandoli
alla Segreteria dell’Ente [email protected].
I commenti dovranno essere inviati sull’apposito modulo e
redatti in lingua inglese.
Tutti i commenti verranno esaminati dal competente Organo Tecnico Unsider, deputato alla definizione nella posizione nazionale sul progetto.
Norme UNSIDER pubblicate nel mese di febbraio 2015
EN ISO 10439-1:2015
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Axial
and centrifugal compressors and expander-compressors.
Part 1: General requirements (ISO 10439-1:2015)
EN ISO 10439-2:2015
Part 2: Non-integrally geared centrifugal and axial compressors (ISO 10439-2:2015)
EN ISO 10439-3:2015
Part 3: Integrally geared centrifugal compressors (ISO
10439-3:2015)
Metallic materials. Rockwell hardness test. Part 3: Calibration of reference blocks
Progetti UNSIDER in inchiesta prEN e ISO/DIS
gennaio 2015
prEN – progetti di norma europei
prEN ISO 19901-4
Petroleum and natural gas industries. Specific requirements for offshore structures. Part 4: Geotechnical
and foundation design considerations (ISO/DIS 199014:2015)
prEN ISO 17781
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Test
methods for quality control of microstructure of austenitic/ferritic (duplex) stainless steel (ISO/DIS 17781:2015)
prEN 16808
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Safety of machineries. Manual elevators
ISO/DIS – progetti di norma internazionali
ISO/DIS 4955
Heat-resistant steels
ISO/DIS 6931-1
Stainless steels for springs. Part 1: Wire
ISO/DIS 11949.2
Cold-reduced tinmill products. Electrolytic tinplate
ISO/DIS 11950.2
Cold-reduced tinmill products. Electrolytic chromium/
chromium oxide-coated steel
ISO/DIS 11951.2
Cold-reduced tinmill products. Blackplate
ISO/DIS 12135
Metallic materials. Unified method of test for the determination of quasistatic fracture toughness
EN ISO 10439-4:2015
Part 4: Expander-compressors(ISO 10439-4:2015)
ISO/DIS 17781
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Test
methods for quality control of microstructure of austenitic/ferritic (duplex) stainless steel
ISO 6508-1:2015
Metallic materials. Rockwell hardness test. Part 1: Test
method
ISO/DIS 19901-4
ISO 6508-2:2015
Metallic materials. Rockwell hardness test. Part 2: Verification and calibration of testing machines and indenters
ISO 6508-3:2015
Petroleum and natural gas industries. Specific requirements for offshore structures. Part 4: Geotechnical and
foundation design considerations
ISO/DIS 22034-2
Steel wire and wire products. Part 2: Tolerances on wire
dimensions
61
Memorie
Progetti UNSIDER al voto FprEN e ISO/FDIS
gennaio 2015
FprEN – progetti di norma europei
FprEN ISO 13702
Petroleum and natural gas industries. Control and mitigation of fires and explosions on offshore production
installations. Requirements and guidelines (ISO/DIS
13702:2013)
FprEN ISO 24817
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Composite repairs for pipework. Qualification and design, installation, testing and inspection (ISO/FDIS 24817:2015)
FprEN ISO 16961
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Internal coating and lining of steel storage tanks (ISO/FDIS
16961:2015)
FprEN ISO 19901-8
Petroleum and natural gas industries. Specific requirements for offshore structures. Part 8: Marine soil investigations (ISO 19901-8:2014)
FprCEN ISO/TS 17969
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Guidelines on competency for personnel (ISO/DTS 17969:2015)
ISO/FDIS – progetti di norma europei
ISO/FDIS 4689-3
Iron ores. Determination of sulfur content. Part 3: Combustion/infrared method
ISO/FDIS 10203
Iron ores. Determination of calcium. Flame atomic absorption spectrometric method
ISO/FDIS 10204
Iron ores. Determination of magnesium. Flame atomic absorption spectrometric method
ISO/FDIS 13702
Petroleum and natural gas industries. Control and mitigation of fires and explosions on offshore production installations. Requirements and guidelines
ISO/FDIS 14577-1
Metallic materials. Instrumented indentation test for hardness and materials parameters. Part 1: Test method
ISO/FDIS 14577-2
Metallic materials. Instrumented indentation test for hardness and materials parameters. Part 2: Verification and
calibration of testing machines
ISO/FDIS 14577-3
Metallic materials. Instrumented indentation test for hardness and materials parameters. Part 3: Calibration of reference blocks
62
Normativa
ISO/FDIS 15633
Iron ores. Determination of nickel. Flame atomic absorption spectrometric method
ISO/FDIS 15634
Iron ores. Determination of chromium content. Flame
atomic absorption spectrometric method
ISO/FDIS 16903
Petroleum and natural gas industries. Characteristics of
LNG, influencing the design, and material selection
ISO/FDIS 16961
Petroleum, petrochemical and natural gas industries. Internal coating and lining of steel storage tanks
ISO/PRF TS 17969.2
Petroleum, petrochemical and natural gas industries.
Guidelines on competency for personnel
ISO/PRF 22016
Determination of sulfur in refractory products and raw materials by gravimetric, photometric and titrimetric methods
ISO/FDIS 24817
Petroleum, petrochemical and natural gas industries.
Composite repairs for pipework. Qualification and design,
installation, testing and inspection
Quote sociali AIM 2015
(ANNO SOLARE)
Benemeriti (quota minima)................ 1.750,00 €
Sostenitori (quota minima)................... 750,00 €
Ordinari (solo persona)........................... 70,00 €
Seniores................................................... 25,00 €
Juniores.....................................................15,00 €
La quota dà diritto di ricevere la rivista dell’Associazione La Metallurgia Italiana. Ai soci viene riservato un prezzo speciale per la partecipazione
alle manifestazioni AIM e per l’acquisto delle pubblicazioni edite da AIM.
Per ulteriori informazioni, iscrizioni, rinnovi:
AIM - Associazione Italiana di Metallurgia
Piazzale R. Morandi, 2 - 20121 Milano
Tel.: 02 76021132/76397770,
fax: 02 76020551
e-mail: [email protected]
www.aimnet.it
Attualità
industriale
Vita associativa
Improved software
for the simulation
of steel and metal
casting
THERCAST® is Transvalor’s tried and
tested 3D finite element software
for the simulation of metal casting,
solidification and heat treatment processes. It excels thanks to its proven
ability to forecast real-world results,
processes within the microstructure
during heat treatment can be depicted. The results thus comprehensively match real-world conditions.
The software permits computing
processes governing the casting of
ingots with the same ease and accuracy as those applying to continuous
casting operations.
Another aspect worth mentioning relates to substantial enhancements of
the man-machine interface.
(fonte: Transvalor S.A.)
AIC conclude un
importante progetto
di revamping del
laminatoio di ORI
Martin Brescia
Illustration through a cut plane of the
grain structure of a quarter solidified
ingot (Graphics: Transvalor). Grain
structure is obtained by “CAFE”
method with THERCAST® (We will be
pleased to provide you with text and
picture by e-mail upon request)
thus allowing plant operators to reduce time and expenditure for planning,
starting up and running casting processes.
The software has now been thoroughly revamped. The greatly enhanced
8.2 version includes important new
functionalities as well as significant
improvements to many of its existing
features. It can be used for steels just
as well as for other technical metals
such as copper or aluminum.
The outstanding highlight is a new
comprehensive model of the flow
characteristics based on real viscosity data making it possible to predict
the rheological behaviour of the melt
during casting processes as well as
when solidifying with a much higher
degree of precision. Another remarkable feature is the degree of accuracy with which the transformation
AIC ha concluso alla fine del 2014 un
importante progetto con il Gruppo
ORI Martin per il revamping del laminatoio dello stabilimento di Brescia
che ha consentito un rapidissimo e
positivo esito e ha permesso al cliente un anticipo sui programmi di laminazione.
L’intervento si è svolto in due fasi,
nel corso delle quali AIC ha eliminato una serie di azionamenti e componenti ormai obsoleti passando ad
AIC è un system integrator globale
che fornisce soluzioni di automazione
avanzate e su misura per l’industria siderurgica, con l’obiettivo di migliorare
costantemente l’efficienza, la competitività e la sicurezza dei processi
di produzione. Con più di 800 applicazioni in tutto il mondo e 40 anni di
storia, AIC può vantare un’esperienza
unica sia in progetti greenfield che di
revamping nel campo dei laminatoi
per prodotti lunghi e delle macchine
di colata continua.
ORI Martin è uno dei principali gruppi
siderurgici italiani. Lo stabilimento di
Brescia, fondato nel 1933, può contare su un’acciaieria a forno elettrico
per la produzione di billette in colata
continua e laminazione di vergella,
bordione e barre in acciai legati per
applicazioni speciali. E’ dotato inoltre
di impianti per trattamenti termici di
ricottura e bonifica. Ori Martin da anni
ha fatto della produzione di acciai speciali per la meccanica, e nello specifico per il settore dell’automotive, il suo
core-business ed è in grado di offrire
oltre 200 diverse famiglie di acciai.
fornitura di un MCC di comando della
centrale oleodinamica di lubrificazione e dell’azionamento in CC da 2100A
per il comando della nuova gabbia
0H, installata da ORI Martin a monte
del treno di laminazione con l’obietti-
Quadro comando e controllo fornito da AIC a ORI Martin
apparecchiature all’avanguardia.
Durante la prima fase AIC ha sostituito gli azionamenti di due gabbie della linea barre a monte della placca,
della cesoia entrata placca e della
cesoia punta/coda (con abbattitore), quest’ultima movimentata con
2 motori in asse elettrico e meccanico, comandati da due azionamenti
da 1600A in configurazione master/
slave.
La seconda fase si è focalizzata sulla
vo di poter ampliare la tipologia delle
billette da laminare nonchè di migliorare la flessibilità in ottica di maggiori
potenzialità di produzione.
Il nuovo assetto garantirà all’impianto
una minore sollecitazione dei componenti meccanici e una riduzione dei
consumi, grazie all’ottimizzazione della gestione software che movimenta i
macchinari ed ai conseguenti minori
assorbimenti di corrente.
(Fonte: Aic/Ori Martin)
63
Agenda
Calendario dei principali eventi internazionali
15 - 17 aprile
Graz, Austria
8th International ESAFORM Conference on Material Forming
Organizzato da ASMET. Info: www.esaform2015.at
22 - 24 aprile Birmingham, UK Rolls 2015
Organizzato da IOM3. Info: http://www.iom3.org/events/rolls2015
28-30 aprile Graz, Austria 8th Europ. Stainless Steel - Science & Market and Duplex
Organizzato da ASMET. Info: www.stainlesssteel2015.org
10 – 13 maggio
Budapest, Ungheria
9th Int. Conf. CLEAN STEEL
Organizzato da Hungarian Mining and Metallurgical Society
Düsseldorf, Germania CETAS 2015 – 9TH Int. Conf. on Progress in Analytical Chemistry & Materials Characterisationin the Steels and Metal Industry
Organizzati da Steel Institute VDEh. Info: http:// www.cetas2015.eu
19-21 maggio Venezia Eur. Conf. HEAT TREATMENT & SURFACE ENGINEERING & 22nd IFHTSE Congress
Organizzata da AIM. Info: http://aimnet.it/ht2015.htm
20-22 maggio 27-28 maggio
BergamoIVS – International Valve Summit
Info: www.confindustriabergamo.it
31 maggio – 4 giugno Toronto, Canada GALVATECH 2015 - 10th Int. Conf. on Zinc and Zinc Alloy Coated Steel Sheet
Organizzata da AIST. Info: http://www.aist.org/conference-expositions/
galvatech-2015
31 maggio – 4 giugnoToronto, Canada CHS2 2015 - 5th Int. Conf. on Hot Sheet Metal Forming of High-Performance Steel.
Organizzata da AIST. Info: http://www.aist.org/conference-expositions/chs2
31 maggio – 5 giugno, Loano
XLIV CALPHAD – Int. Conf. on Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry
Info: http://www.calphad.org/meetings/2015/
15-16-17 giugno Ferrara XI Giornate Nazionali Corrosione e Protezione
Organizzate da AIM. Info: http://www.aimnet.it/gncorr2015.htm
15 –19 giugno Düsseldorf, Germania METEC InSteelCon 2015 - ESTAD 2015
Organizzati da Steel Institute VDEh. Info: http://www.metec-
insteelcon2015.com/
24-26 giugno
Skiathos, Grecia
4th International Conference of Engineering Against Failure – ICEAF IV
Info: http://ltsm.mead.upatras.gr/lab/lang_en/conference/view/6
6-10 settembre Graz, Austria
EUROCORR 2015
Organizzata da ASMET. Info: www.eurocorr2015.org
20-24 settembre Leoben, Austria
Liquid Metal Processing & Casting Conference
Info: www.Impc2015.org
20-24 settembre, Varsavia, Polonia EUROMAT 2015
Info: http://www.fems.org/index.php/euromat.html
23 - 25 settembre, Bardolino STEELSIM 2015 6th Int. Conf. Modeling and Simulation of Metallurgical Processes in Steelmaking
Organizzata da AIM. Info: www.aimnet.it/steelsim2015.htm
4-7 ottobre
Reims, Francia
EURO PM2015 Congress & Exhibition
Info: www.europm2015.com
Francoforte, Germania Insight, mechanisms and modelling in high temperature corrosion - EFC-Workshop – 2015
Organizzato da DECHEMA. Info: http://www.dechema.de/efcws2015
28 – 30 ottobre 64
Giornate Nazionali
sulla
Corrosione
e Protezione
XI EDIZIONE
Ferrara - 15-17 giugno 2015
www.aimnet.it/gncorr2015.htm
Organizzate da
ASSOCIAZIONE
ITALIANA
DI METALLURGIA
Con il patrocinio di
Provincia di Ferrara
Coordinatore delle Giornate
Prof. Cecilia Monticelli
Presentazione
Le Giornate Nazionali sulla Corrosione e Protezione si terranno a Ferrara dal 15 al 17 giugno 2015. Si tratta di un
evento che negli anni si è saputo affermare su scala nazionale come punto di incontro per discutere questioni
scientifiche, tecnologiche e produttive, nell’ambito della corrosione e protezione dei materiali. Il Convegno
prevede la presentazione dei risultati raggiunti da vari gruppi di studio e da numerose aziende del settore.
Anche in questa undicesima edizione sono stati istituiti dei premi, destinati a giovani ricercatori che si distingueranno, nell’ambito della manifestazione, per l’importanza e l’attualità dei temi proposti nelle loro letture.
Aree tematiche principali
t$PSSPTJPOFOFHMJBNCJFOUJOBUVSBMJBDRVFBUNPTGFSBUFSSFOP
t$PSSPTJPOFOFHMJJNQJBOUJFOFMMFTUSVUUVSFJOEVTUSJBMJ
t5FDOJDIFEJTUVEJPFDPOUSPMMPEFJGFOPNFOJDPSSPTJWJ
t$PSSPTJPOFFQSPUF[JPOFEFMMFBSNBUVSFOFMMFPQFSFJODB
t*OJCJUPSJEJDPSSPTJPOF
t$BTFIJTUPSJFT
t$PSSPTJPOFOFJCFOJDVMUVSBMJ
t$PSSPTJPOFJOBNCJFOUFCJPMPHJDP
t1SPUF[JPOFDBUPEJDB
t3JWFTUJNFOUJFUSBUUBNFOUJTVQFSmDJBMJ
Spazio aziende
È previsto uno spazio per l’esposizione di apparecchiature, per la presentazione dei servizi e per la distribuzione di materiale promozionale. Informazioni più dettagliate possono essere richieste alla Segreteria organizzativa del convegno
([email protected]).
Presentazione di memorie
Gli interessati a presentare memorie scientifiche dovranno inviare entro il 27 febbraio 2015, il titolo della memoria,
i nomi degli autori della memoria e la loro affiliazione ed un sommario di circa 500 parole mediante il modulo online
presente sul sito www.aimnet.it/gncorr2015.htm.
Date importanti:
Invio titolo e riassunti
Notifica accettazione
Apertura iscrizioni
Invio dei testi completi
27 febbraio 2015
20 marzo 2015
27 marzo 2015
30 aprile 2015
Atti
(MJBUUJEFM$POWFHOPTBSBOOPQSFEJTQPTUJTPUUPGPSNBEJ$%3PNFEJTUSJCVJUJBHMJJTDSJUUJBMMJOJ[JPEFJMBWPSJ
Sede
La manifestazione si terrà dal 15 al 17 giugno presso le sale Imbarcadero del Castello Estense di Ferrara in Largo Castello
'FSSBSB1FSNBHHJPSJJOGPSNB[JPOJDPOTVMUBSFJMTJUPXXXDBTUFMMPFTUFOTFJU
Segreteria organizzativa
AIM - Associazione Italiana di Metallurgia
1JB[[BMF3PEPMGP.PSBOEJr.JMBOPr5FMr'BY
&NBJMJOGP!BJNOFUJUr8FCTJUFXXXBJNOFUJUHODPSSIUN
Creare un valore
solido …
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METEC 2015
Hall 5, Booth E22
GIFA/THERMPROCESS 2015
Hall 10, Booth H41
June 16 - 20, Düsseldorf, Germany
Una colata continua affascinante.
L’esperienza e la creatività dei nostri ingegneri ci ha consentito
di mettere a Vostra disposizione una colata continua “intelligente”, basata sulla consapevolezza di una relazione stretta tra
la qualità delle Vostre bramme e la qualità dei Vostri prodotti
finali. Per questo motivo, optare per la tecnologia all’avanguardia
di SMS group significa scegliere l’oro.
Come esempio citiamo la nostra “Tecnologia intelligente per
la colata continua bramme (ISC)”, un sistema che garantisce
una sinergia tra il raffreddamento, la dynamic soft reduction ed
il design dell’azionamento e che Vi permetterà di incrementare
la Vostra produttività del 5% rispetto ad impianti convenzionali.
In sintesi, il suddetto processo di colata continua è in grado
di generare un valore solido, un obiettivo che tutti noi cerchiamo
di realizzare.
SMS group – Il meglio della Tecnologia per
prodotti all’avanguardia.
SMS INNSE S.p.A.
Via Milano, 4
Phone: +39 02 2124-1
E-mail:
[email protected]

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