La
Metallurgia Italiana
International Journal of the Italian Association for Metallurgy
n. 4 aprile 2021 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909
La Metallurgia Italiana International Journal of the Italian Association for Metallurgy Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. House organ of AIM Italian Association for Metallurgy. Rivista fondata nel 1909
Direttore responsabile/Chief editor: Mario Cusolito Direttore vicario/Deputy director: Gianangelo Camona Comitato scientifico/Editorial panel: Livio Battezzati, Christian Bernhard, Massimiliano Bestetti, Wolfgang Bleck, Franco Bonollo, Bruno Buchmayr, Enrique Mariano Castrodeza, Emanuela Cerri, Lorella Ceschini, Mario Conserva, Vladislav Deev, Augusto Di Gianfrancesco, Bernd Kleimt, Carlo Mapelli, Jean Denis Mithieux, Marco Ormellese, Massimo Pellizzari, Giorgio Poli, Pedro Dolabella Portella, Barbara Previtali, Evgeny S. Prusov, Emilio Ramous, Roberto Roberti, Dieter Senk, Du Sichen, Karl-Hermann Tacke, Stefano Trasatti Segreteria di redazione/Editorial secretary: Valeria Scarano Comitato di redazione/Editorial committee: Federica Bassani, Gianangelo Camona, Mario Cusolito, Carlo Mapelli, Federico Mazzolari, Valeria Scarano Direzione e redazione/Editorial and executive office: AIM - Via F. Turati 8 - 20121 Milano tel. 02 76 02 11 32 - fax 02 76 02 05 51 met@aimnet.it - www.aimnet.it Immagine in copertina: XC ENGINEERING SRL
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La
Metallurgia Italiana
International Journal of the Italian Association for Metallurgy
n. 3 aprile 2021 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909
Editoriale / Editorial
Più forti della pandemia
a cura di Ing. Mario Cusolito............................................................................................................... pag.04
Memorie scientifiche / Scientific papers Simulazione / Simulation
Simulazione fisica dell’interazione plasma-metalli refrattari per applicazioni nucleari
E. Pakhomova, P. Gaudio, R. Montanari, M. Richetta, A. Varone ............................................................... pag.06
n. 4 aprile 2021
Anno 113 - ISSN 0026-0843
Modellazione analitica per la simulazione dei campi termici nella saldatura al fascio laser
F. Giudice, S. Missori, A. Sili ................................................................................................................pag.13
Sviluppo di modelli matematici per la progettazione di cicli di ricottura di acciai alto-resistenziali mediante prove di laboratorio e successiva validazione industriale
S. Canto, A. Ferraiuolo, S. Natali........................................................................................................... pag.22
Riduzione dei difetti di bordo in laminati a caldo di acciai inossidabili ferritici attraverso modellazione della deformazione plastica
indice
S. Mancini, A. Di Schino, L. Langellotto............................................................................................... pag.31
Attualità industriale / Industry news
Sviluppo di un modello CFD del processo di gas-atomizzazione per la previsione della distribuzione dimensionale e morfologica delle polveri metalliche
a cura di: M. R. Ridolfi, P. Folgarait - Seamthesis Srl, Italia.................................................................. pag.47
Scenari / Industry news
Le nuove frontiere dei simulatori di processo
a cura di: Raul Pirovano - XC Engineering Srl............................................................................................... pag.56
La virtualizzazione dei processi reali: Il futuro è ormai presente
a cura di: Giampietro Scarpa - EnginSoft Spa......................................-........................................................ pag.58
Software simulazione colaggio lingotti, forgiatura, laminazione e trattamento termico: Novità 2021
a cura di: Lorenzo Valente – Ecotre Valente Srl............................................................................................ pag.60
Atti e notizie / AIM news
Eventi AIM / AIM events ....................................................................................... pag.62 Comitati tecnici / Study groups ........................................................................... pag.64 Progetto SICUREZZA IN AZIONE ........................................................................ pag.65 Normativa / Standards .......................................................................................... pag.66
editoriale - editorial
“
Le modalità per fare domande e ricevere risposte sono diverse e, perché restino efficaci, occorre uno sforzo in più da parte di tutti.
The ways to ask questions and receive answers are different and, for them to remain effective, more effort is needed from everyone.
Ing. Mario Cusolito Direttore de La Metallurgia Italiana
PIÚ FORTI DELLA PANDEMIA
STRONGER THAN THE PANDEMIC
Dopo quasi un anno sono ancora qui con voi per una breve
After almost a year, I am still here with you for a brief in-
introduzione al numero di aprile della nostra Rivista di Me-
troduction to the April issue of our Journal. Nothing has
tallurgia. Nulla è cambiato e poco è migliorato: la situazio-
changed and little has improved: the health and epidemio-
ne sanitaria ed epidemiologica continua ad essere critica e
logical situation continues to be critical and the emergency
l'emergenza non è ancora finita né in Italia né in molti altri
is not over yet neither in Italy nor in many other countries
Paesi del mondo. Questo si riflette inevitabilmente anche
around the world. This inevitably reflects also on the asso-
sulla vita associativa dell’AIM: non sono permesse mani-
ciative life of AIM: physical events aren’t allowed yet and
festazioni in presenza da molto tempo e tutti abbiamo do-
we all have been adapting to a different way of "spreading
vuto adattarci ad un diverso modo di "diffondere la cultura
metallurgical culture", which is the statutory purpose of
metallurgica", che è lo scopo statutario dell’associazione.
the association.
Per contro ed in modo propositivo, la Presidenza, la Se-
On the contrary and in a proactive way, Presidency Secre-
greteria, il Personale e tutti i Soci si sono impegnati per or-
tariat, Staff and all Members have been committed to or-
ganizzare l'attività in maniera diversa e proseguire con le
ganize the activity in a different way and to continue with
giornate di studio, i corsi, e perfino i congressi utilizzando
study days, courses, and even congresses using telematic
gli strumenti telematici. Un grazie a tutti noi!
tools. Thanks to all of us!
A tutti noi manca il contatto in presenza con docenti, col-
We all miss in-person contact with speakers, colleagues,
leghi e partecipanti, ma la situazione ci ha costretto a fare
and participants, but the situation has forced us to make a
di necessità virtù. Abbiamo tutti imparato a passare lunghe
virtue of necessity. We have all learned to spend long hours
ore davanti al computer per lo svolgimento di riunioni, per
in front of the computer to conduct meetings, to held pre-
fare lezioni con una modalità che era sconosciuta ai più,
sentations in a manner that was unknown to most, and on
La Metallurgia Italiana - aprile 2021
pagina 4
editoriale - editorial
e dall'altra parte per ascoltare queste lezioni e imparare
the other hand to listen to these lectures and learn what
quanto fino all'anno scorso si apprendeva in aula. Le in-
was learned in the classroom until last year. Interactions
terazioni con i docenti si sono modificate, le modalità per
with teachers have changed, the ways to ask questions and
fare domande e ricevere risposte sono diverse e, perché
receive answers are different and, for them to remain ef-
restino efficaci, occorre uno sforzo in più da parte di tutti.
fective, more effort is needed from everyone.
Nel particolare, il 38º Convegno Nazionale AIM, che avreb-
In particular, the 38th AIM National Conference, which
be dovuto tenersi a Napoli a settembre 2020, è stato co-
should have been held in Naples in September 2020, was
munque effettuato in modalità telematica a gennaio 2021
nevertheless carried out in telematic mode in January 2021
grazie all’impegno della Segreteria e di tutte le parti inte-
thanks to the efforts of the Secretariat and all the interested
ressate. Lo svolgimento di questo evento, con contenuti
parties. The holding of this event, with technically valuable
tecnicamente di valore e da sempre importante nella storia
content and always important in the history of AIM, allowed
AIM, ci ha permesso di mantenere la caratteristica mono-
us to maintain the monothematic feature of the Review that
tematicità della Rivista che da tempo ci contraddistingue,
has long distinguished us, overcoming the difficult period
superando il difficile periodo della seconda metà del 2020.
of the second half of 2020. The most interesting presen-
Le presentazioni più interessanti del Convegno vengono
tations of the Conference are in fact reproposed monthly,
infatti riproposte mensilmente, suddivise per tema, e of-
divided by theme, and offer to the technicians an in-depth
frono ai tecnici un approfondito sguardo sulle novità della
look at the news of research and industry, in Italy and wor-
ricerca e dell'industria, in Italia e nel mondo.
ldwide.
Dopo il numero di febbraio, in cui abbiamo proposto una
After the February issue, in which we proposed an over-
panoramica delle memorie sulla manifattura additiva, e
view of the papers on additive manufacturing, and the Mar-
quello di marzo, con le memorie di corrosione, in que-
ch issue, with the corrosion speech, in this April issue we
sto numero di aprile passiamo in rassegna le novità sulla
review the novelties on simulation, presenting five papers
simulazione, presentando cinque lavori provenienti sia dal
from both the academic and industrial worlds. This thema-
mondo accademico che da quello industriale. Questa im-
tic approach will continue in the coming months.
postazione tematica proseguirà nei prossimi mesi.
The hope of all of us, and the wish that I personally want to La speranza di tutti noi, e l’augurio che io personalmente
make, is to resume as soon as possible the events in pre-
voglio fare, è quello di riprendere quanto prima le manife-
sence and in maximum security in order to overcome the
stazioni in presenza e in massima sicurezza per superare il
discomfort that, I am sure, we all feel towards this approach
disagio che, sono certo, tutti noi proviamo nei confronti di
that we are required to follow in our professional and daily
questo atteggiamento che siamo tenuti a seguire nella vita
lives.
professionale e nella vita quotidiana.
La Metallurgia Italiana - April 2021
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Memorie scientifiche - Simulazione
Simulazione fisica dell’interazione plasma-metalli refrattari per applicazioni nucleari E. Pakhomova, P. Gaudio, R. Montanari, M. Richetta, A. Varone
I metalli refrattari sono di grande interesse come materiali che si affacciano al plasma e sono candidati per realizzare le
armature del divertore nei futuri reattori a fusione nucleare. Per questa applicazione i materiali dovranno resistere oltre che ad un carico termico costante nell’intervallo 5-20 MWm-2 ad eventi transitori come, per esempio, le disruzioni del plasma.
In questo lavoro vengono presentati i risultati di un’estesa campagna sperimentale volta a simulare l’interazione tra plasma ed alcuni metalli refrattari quali tungsteno (bulk e plasma sprayed), W-1%La2O3 e molibdeno.
L’interazione plasma-materiale è stata simulata mediante un intenso impulso laser e il danneggiamento prodotto è stato analizzato valutando le differenze fisiche e microstrutturali dei metalli esaminati.
PAROLE CHIAVE: METALLI REFRATTARI, TUNGSTENO, MOLIBDENO, W-1%LA2O3, INTERAZIONE PLASMA-METALLI REFRATTARI, REATTORI A FUSIONE NUCLEARE INTRODUZIONE
I materiali dei futuri reattori a fusione nucleare che si
affacciano al plasma saranno sottoposti a carichi termici ed flussi neutronici sia in condizioni stazionarie che in transitori di alta energia durante i quali potranno subire danneggiamenti dovuti alla fusione ed vaporizzazione dello
strato superficiale con conseguente contaminazione del plasma [1-5].
I metalli refrattari - tungsteno e molibdeno, grazie alle
loro capacità di resistere alle elevate temperature sono
tra i candidati migliori per la realizzazione delle armature a protezione dei materiali strutturali e degli scambiatori di calore. Possono essere utilizzati sia in forma di mattonelle
E. Pakhomova
Dipartimento di Ingegneria meccanica, chimica e dei materiali, Università degli studi di Cagliari, Cagliari, Italia
bulk sia depositati sui materiali strutturali da proteggere con tecniche diverse, tra cui una delle più vantaggiose per semplicità e convenienza economica è quella del plasma spraying (PS) [6-14].
Per migliorare le caratteristiche termo-meccaniche dei
P. Gaudio, R. Montanari, M. Richetta, A. Varone
Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università degli studi di Roma “Tor Vergata”, Roma, Italia
metalli puri diversi studi suggeriscono l’aggiunta di particelle di diversi ossidi, per esempio, il tungsteno addizionato con
1% di La2O3 presenta un miglioramento della temperatura
di transizione duttile-fragile, di quella di ricristallizzazione, della resistenza agli shock termici e al creep [15-17].
Il molibdeno ha proprietà termo-meccaniche non molto diverse da quelle del tungsteno, migliore duttilità, resistenza
agli shock termici e maggiore stabilità sotto l’irraggiamento prolungato, caratteristica della grande importanza per i La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
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Scientific papers - Simulation reattori a fusione [13-14].
dell’interazione metallo-laser e sulla morfologia della zona
il danneggiamento indotto da una disruzione del plasma
fisiche e microstrutturali dei diversi metalli refrattari.
Un’estesa campagna sperimentale è stata svolta per studiare simulando tale evento con un singolo impulso laser Nd:YAG/
danneggiata prendendo in considerazione le differenze
Glass focalizzato sui seguenti materiali: (i) tungsteno in forma
MATERIALI E METODI
W-1%La2O3 e (iv) molibdeno in forma bulk [18-22]. Questo
esaminati con microscopia ottica ed elettronica in scansione
bulk, (ii) tungsteno depositato mediante PS, (iii) composito lavoro riassume i risultati ottenuti mettendo a confronto e discutendo i dati dei materiali esaminati. L’attenzione viene focalizzata sulla quantità del materiale ablato come risultato
I
materiali
sono
stati
preparati
metallograficamente,
(SEM) e sono state effettuate misure di micro-durezza. I risultati sono riportati in Fig. 1 e Tab.1.
Tab.1 -Principali caratteristiche fisiche e microstrutturali dei materiali esaminati Main physical and microstuctural characteristics of the examined materials.
Proprietà
W bulk
W PS
W-1%La2O3
Mo
Densità [g cm-3]
19,25
17,80
18,90
10,22
Dimensione del grano, [μm]
65
25
100
40
Temperatura di fusione, [°C]
3370
3370
3370
2617
Temperatura di ebollizione, [°C]
5900
5900
> 2300 per La2O3
4639
Coefficiente dell’espansione termica, [K-1]
4,5 x 10-6
5,5 x 10-6
4,7 x 10-6
5,35 x 10-6
Modulo elastico, [GPa]
339
82
410
330
Sforzo di snervamento, [Mpa]
1190
794
765
400
Micro-durezza, [HV]
478
300
410
211
Fig.1 - Micrografie di microscopia ottica di W bulk (a), W PS (b), W-1%La2O3 (c) e Mo bulk (d) / Optical micrographs of W bulk (a), W PS (b), W-1%La2O3 (c) and Mo bulk (d). La Metallurgia Italiana - April 2021
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Memorie scientifiche - Simulazione
Dopo gli studi preliminari i campioni sono stati irraggiati con
Ep ≈ 4 J, dimensione focale dello spot Φ = 200 μm, densità
riportato in Fig. 2. Il laser utilizzato è un laser Nd:YAG/
cm-2 che permette di ottenere una temperatura di plasma
un singolo impulso laser secondo la schema sperimentale Glass con i seguenti parametri: lunghezza d’onda λ = 1064
nm, durata dell’impulso τ ≈ 15 ns, energia dell’impulso
di potenza superficiale nel piano focale I = 8,5 x 1011 W
equivalente a quella del processo di disruzione di plasma (Te ≈ 1,218 × 106 K).
Fig.2 - Schema sperimentale / Experimental set-up RISULTATI E DISCUSSIONE VOLUME DEL METALLO EROSO L’impulso laser produce in tutti i metalli refrattari un cratere
ne radiale a partire dal centro del cratere.
che è stato esaminato mediante microscopia elettronica in
Il diverso comportamento riscontrato nei metalli esaminati
scansione (Fig. 3) e profilometria [18-21]. Il cratere è cir-
dipende dalle loro proprietà fisiche in particolare il calore
condato da una zona di metallo fuso e risolidificato. L’area
latente di fusione EM e di vaporizzazione EV. I valori EM e EV
di danneggiamento e la sua morfologia variano notevol-
del W (EM = 35,4 kJ·mole−1 e EV = 824 kJ·mole−1) sono de-
mente da un materiale all’altro come anche la geometria e
cisamente più alti di quelli del Mo (EM = 32 kJ·mole−1 e EV
la morfologia del cratere (Fig. 3).
= 598 kJ·mole−1) e questo spiega la differenza di materiale
Sulla base delle misure profilometriche dei crateri è stato
asportato. Il Mo ha anche una minor tensione superficiale
calcolato il volume del metallo perso considerando cia-
e viscosità rispetto al W per cui i filamenti di metallo fuso
scun cratere di forma conica con profondità h e diametro
sono molto più lunghi [21].
D. I risultati sono riportati in Tab.2. Come si vede, i cam-
Invece nel caso di W-1%La2O3 la fusione del W nella zona
pioni di Mo e W-1%La2O3 hanno perso molto più materiale
del cratere è accompagnata dalla formazione di bolle di
(circa 10 volte) rispetto al W (bulk e PS). Allo stesso tempo
La in forma gassosa che salendo dalle zone più profonde
i crateri di questi campioni risultano essere meno profondi
del materiale trascinano con sè le impurità che incontra-
(il rapporto h/D è 5-7 volte inferiore) con il diametro circa
no finché non raggiungono la superficie del W liquido e
due volte maggiore di quello di W bulk e W PS. La perdita
fuoriescono. Questo fenomeno, che porta ad una perdita
di materiale è il risultato sia della vaporizzazione che del
maggiore di materiale rispetto al W (bulk e PS), è confer-
movimento del metallo fuso dalla zona centrale verso la
mato dall’assenza di La nella zona del cratere evidenziata
periferia [20] come si può anche notare dalla morfologia dei
da analisi EDS [20] e XPS [22].
crateri che mostra molti filamenti di metallo fuso in direzioLa Metallurgia Italiana - Aprile 2021
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Scientific papers - Simulation
Fig.3 - Micrografie SEM dei crateri: W bulk (a), W PS (b), W-1%La2O3 (c) e Mo bulk (d) SEM micrographs of the craters: W bulk (a), W PS (b), W-1%La2O3 (c) and Mo bulk (d).
Tab.2 - Principali caratteristiche fisiche e microstrutturali dei materiali esaminati Main physical and microstuctural characteristics of the examined materials. W bulk
W PS
W-1%La2O3
Mo bulk
Volume [μm3]
0,37 x 105
0,33 x 105
3,06 x105
4,00 x 105
Diametro del cratere [μm]
75
80
300
300
Aspect ratio, h/D
0,333
0,244
0,043
0,057
AREA DELLA ZONA DANNEGGIATA La zona erosa dopo l’interazione tra i metalli e il laser varia:
materiali: le strutture fini colonnari del W PS (Fig. 4 a), le
nel caso del W bulk essa ha simmetria radiale e diametro
particelle dell’ossido di La in W-1%La2O3 (Fig. 4 b) e i gra-
paragonabile con il diametro focale dello spot del laser
ni allungati nella sezione ortogonale del Mo (Fig. 4 c). Al
mentre nel caso degli altri materiali la zona raggiunge le
contrario il W bulk ha grani equiassici (Fig. 1 a) che danno
dimensioni di 1-3 mm e mostra una evidente asimmetria.
luogo ad una propagazione isotropica del calore.
Questo fenomeno si spiega della presenza degli ostacoli per la propagazione del calore in diverse direzioni dei
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Memorie scientifiche - Simulazione
Fig.4 - Micrografie SEM della microstruttura del W PS (a), W-1%La2O3 (b) e Mo nella sezione ortogonale del campione (c) / SEM micrographs of W PS (a), W-1%La2O3 (b) and the cross section of Mo (c)
La legge che descrive la dipendenza della conducibilità termica dalla distanza tra gli ostacoli è riportata in Eq. (1) [19-20], dove C0 è la conducibilità termica inter-granulare, d la dimensione del grano, Rk la resistenza di Kapitza.
1)
I valori di conducibilità termica calcolati mediante l’Eq. (1) per W PS e W-1%La2O3 sono riportati in Fig. 5. Dai grafici si vede che, a differenza di quanto succede nel W bulk, quando la temperatura scende sotto 1500-2000 K la conducibilità termica
decresce in entrambi i casi e l’effetto è anisotropo perché tali sono le strutture fini di W PS e W-1%La2O3. In specifico la propagazione del calore nella direzione parallela alla superficie crea una zona danneggiata più estesa.
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Scientific papers - Simulation
Fig.5 - Conducibilità termica in funzione della temperatura calcolati con Eq. (1) per W PS (a sinistra) e W-1%La2O3 (a destra). I dati sono confrontati con quelli del W bulk / Thermal conductivity vs. temperature calculated by means of Eq. (1) for W PS (left) and W-1%La2O3 (right). Data are compared with those of W bulk.
CONCLUSIONI In questo lavoro sono stati riportati i principali risultati di una campagna sperimentale dove l’interazione plasma-metalli refrattari (W bulk, W PS, W-1%La2O3 e Mo bulk) è stata simulata con un singolo impulso laser. L’impulso laser produce in tutti i metalli esaminati un cratere e una zona circostante danneggiata le cui caratteristiche variano nei diversi materiali. Geometria e morfologia del cratere e dell’area danneggiata sono state descritte e discusse sulla base delle proprietà fisiche e della microstruttura dei metalli. Si può concludere che la maggior perdita di materiale nei campioni di Mo e W-1%La2O3 rappresenta un serio problema nell’utilizzo di questi metalli per la realizzazione delle armature del divertore nei futuri reattori a fusione nucleare. W bulk e W PS sembrano essere più idonei per questa applicazione.
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Physical simulation of plasma-refractory metals interaction for nuclear applications Refractory metals are of great interest like plasma facing materials and are candidates for realizing the divertor armours in future nuclear fusion reactors. For this application, the materials must withstand steady state heat loads in the range 5-20 MWm-2 and transient heat load events such as plasma disruptions.
This work presents the main results of an extended experimental campaign carried out to simulate the interaction between plasma and some refractory metals like tungsten (bulk and plasma sprayed), W-1%La 2O3 and molybdenum.
The interaction plasma-material has been simulated by an intense laser pulse and the resulting damage has been analysed taking into account the physical and microstructural differences between the examined materials.
KEYWORDS: REFRACTORY METALS, TUNGSTEN, MOLYBDENUM, W-1%LA2O3, PLASMA-REFRACTORY METAL INTERACTIONS, NUCLEAR FUSION REACTORS
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Scientific papers - Simulation
Modellazione analitica per la simulazione dei campi termici nella saldatura al fascio laser F. Giudice, S. Missori, A. Sili
Nel presente lavoro viene proposto un metodo analitico per la valutazione dei campi termici generati durante il passaggio di un fascio laser su lamiere spesse, con l’intento di sviluppare un approccio meno complesso dal punto di vista del calcolo rispetto ai numerosi modelli numerici sviluppati negli ultimi anni. La saldatura a piena penetrazione tipo “keyhole”, caratteristica del laser ad alta potenza, è stata simulata, considerando le leggi fenomenologiche della conduzione, mediante una sorgente termica lineare che interessa l’intero spessore e due sorgenti puntiformi poste rispettivamente sulla superficie e, all’interno del giunto, in corrispondenza della posizione del fuoco del fascio. Il modello è stato calibrato sulla base del profilo della zona fusa rilevata sperimentalmente. La saldatura è stata effettuate mediante singola passata di un fascio laser a CO2 lungo due lamiere di AISI 304L dai bordi squadrati, posizionate di testa. Il modello è stato quindi applicato per valutare i campi termici, la composizione della zona fusa e le modalità di solidificazione.
PAROLE CHIAVE: SALDATURA AL FASCIO LASER, KEYHOLE, MODELLAZIONE ANALITICA, ZONA FUSA, CAMPI TERMICI INTRODUZIONE
La microstruttura e le proprietà meccaniche dei giunti saldati sono fortemente influenzate dai campi termici generati
durante il processo di saldatura, che hanno importanti ef-
fetti sulle temperature massime raggiunte e sulle velocità di raffreddamento. A questo proposito negli ultimi anni sono stati sviluppati numerosi studi utilizzando modelli agli ele-
menti finiti (FEM) per tracciare i profili termici generati durante la saldatura, al fine di disporre di un valido mezzo per
simulare opportunamente, già in fase di progettazione, gli
effetti del processo considerato in termini di tensioni resi-
due e distorsioni (per una review sui metodi agli elementi finiti si rinvia a lavori di Anca et al. [1], Rong et al. [2] e Mar-
ques et al. [3]). Tuttavia le simulazioni numeriche richiedo-
no capacità e tempi di calcolo crescenti in relazione al grado di accuratezza della mesh in cui viene suddiviso il giunto [4].
Inoltre tali simulazioni necessitano di essere validate volta
Fabio Giudice
Dipartimento di Ingegneria Civile e Architettura, Università di Catania, Italy
Severino Missori
Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università di Roma - Tor Vergata, Italy
Andrea Sili
Dipartimento di Ingegneria, Università di Messina, Italy
per volta e ciò viene solitamente effettuato grazie ai risultati di misure sperimentali che, per loro natura, sono da ritener-
si specifici delle particolari condizioni di saldatura adottate [5]; perciò può essere utile il confronto con i profili termici
ottenuti con metodi analitici [1]. Un approccio meno complesso dal punto di vista del calcolo è quello di considerare
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Memorie scientifiche - Simulazione direttamente le leggi fenomenologiche della conduzione
del calore, basate sull’integrazione della seconda legge di Fick, attraverso soluzioni analitiche sviluppate a partire dalla
ben nota equazione proposta da Rosenthal [6], che fornisce la temperatura T(x,y,z) in un generico punto del solido,
ipotizzando una sorgente mobile puntiforme QP (W), che si
sposta linearmente con velocità v (m/s):
1) dove To è la temperatura ambiente, c un coefficiente nume-
rico, k la conduttività termica (W/mK), α la diffusività termica (m2/s), rp la distanza radiale dalla sorgente puntiforme:
2) dove zp è la quota della sorgente mobile rispetto all’origine
degli assi, posta sulla superficie del mezzo. Il coefficiente numerico a denominatore nell’equazione [1] assume il va-
lore c=2 per zp=0 (sorgente puntiforme posta sulla superfice
del solido) e c=4 per zp>0 (sorgente puntiforme posta all’in-
terno). Nel caso di una sorgente mobile distribuita in linea lungo lo spessore del mezzo (asse z), Rosenthal fornisce la
seguente equazione per il campo di temperature nel piano xy:
3) dove QL rappresenta la potenza per unità di lunghezza del-
la sorgente (W/m), K0 la funzione di Bessel modificata del
secondo tipo di ordine zero, rL la distanza radiale dalla sor-
gente nel piano xy:
4) Come esposto in una recente rassegna [7], successivi lavori, a partire da quelli di Carslaw e Jaeger [8] e di Ashby e Ea-
sterling [9], hanno offerto ulteriori simulazioni dei campi di temperatura generati dall’avanzamento di sorgenti mobili di
varie geometrie aventi distribuzioni superficiali di energia. Tuttavia, nel caso di saldatura a fascio laser ad alta potenza,
una modellazione basata soltanto sulla conduzione del calore non terrebbe conto dei complessi fenomeni fluidodi-
namici all'interno del “keyhole” che generano distribuzio-
ni termiche molto difficili da simulare analiticamente. Per compensare la semplificazione insita in una modellazione effettuata secondo le leggi della conduzione del calore, in
questo lavoro viene applicata la parametrizzazione al siLa Metallurgia Italiana - Aprile 2021
stema linea-multipunto delle sorgenti termiche, proposta
dagli autori in un precedente lavoro [10]. L'apporto termico
effettivo generato dal “keyhole” ed i suoi effetti sul bagno di fusione e sulle sezioni trasversali del giunto sono considerati, in questo modello, attraverso l’adozione di parametri
che definiscono il layout e la distribuzione della potenza tra le sorgenti (una sorgente linea lungo l’intero spessore
e due puntiformi situate rispettivamente sulla superficie e all’interno del giunto). Il modello è stato applicato ad una
saldatura al fascio laser, con passata unica, di lamiere di acciaio inossidabile austenitico, accostate di testa con l’in-
terposizione del materiale d’apporto sotto forma di lamine sottili. I calcoli sono stati effettuati in modo da ottenere la migliore corrispondenza tra il profilo analitico della zona
fusa (ZF) ed il rispettivo rilievo sperimentale. Infine è stata discussa una possibile applicazione del modello analitico alla valutazione, per diverse velocità di saldatura, dei campi
termici, della composizione della zona fusa e delle modalità di solidificazione.
MATERIALI E METODO Processo di saldatura e materiali utilizzati Per la saldatura delle lamiere, posizionate in piano e acco-
state di testa (Fig. 1a) è stata utilizzata una apparecchiatura laser a gas CO2, operante in modo robotizzato. Il dispositivo
ottico impiegato è costituito da uno specchio paraboloide con distanza focale di 682 mm. Mediante un sistema di dia-
gnosi sono stati controllati, prima dell’utilizzo, i parametri caratteristici del fascio laser valutandone la qualità, legata
al grado di focalizzazione, al diametro e alla posizione del fuoco, situato all’interno delle lamiere ad una distanza Δz dalla superficie (Tab. 1). Ai livelli di potenza sperimentati,
l’energia incidente del fascio è così elevata che la porzio-
ne di materiale irraggiata fonde e vaporizza, formando una cavità capillare o foro di penetrazione (keyhole), circondato
da metallo fuso. Per le alte temperature, una parte di vapore si ionizza e forma il plasma, la cui presenza è dannosa per-
ché assorbe energia attenuando l’effetto del fascio laser. Il controllo del plasma è stato ottenuto con un getto tra-
sversale di elio, attraverso un ugello dal diametro interno di 4 mm, diretto sopra la zona di interazione del fascio con
il bagno fuso. L’impiego dell’elio, tecnicamente preferibile all’argon, benché più costoso, è giustificato dalla maggio-
re resistenza offerta alla ionizzazione. La saldatura è stata
effettuata mediante passata singola su lamiere (dimensioni 1000x1000 mm2, spessore di 10 mm) in acciaio austenitico
AISI 304 L (MB), selezionato per la buona saldabilità dovuta pagina 14
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al ridotto tenore di carbonio. Le lamiere sono state prepara-
te con lembi squadrati, interponendo il materiale di appor-
to (MA) sotto forma di quattro inserti consumabili in lega e bloccando gli estremi con punti di saldatura mediante elettrodo di tungsteno. Le composizioni dei materiali impiegati
sono riportate in Tab. 2. Invece che in AWS 308 L (indicato per la saldatura dell’AISI 304 L), sono stati utilizzati inserti in AWS 309 L in modo da diversificare la composizione della
applicando il modello analitico. Il giunto saldato è stato sottoposto ad ispezioni visive per una verifica della qualità e ad
osservazioni macrografiche su alcune sezioni trasversali tagliate ad intervalli regolari lungo il cordone di saldatura e comunque distanti dagli estremi. Infine, sono state effettuate misure di composizione, mediante EDS, per rilevare i tenori di Ni e Cr nella ZF.
ZF da quella del MB, allo scopo di confrontare i tenori di Ni
e Cr rilevati sperimentalmente nel giunto con quelli ricavati Tab.1 - Parametri di saldatura / Welding parameters Potenza
fascio laser
Velocità di saldatura
P (kW)
v (m/min)
14
1.2
Diametro
Posizione
Focale
del fuoco Δz
0.5
5.5
(mm)
(mm)
Portata elio
Spessore degli inserti
20
1.6 (N.4 inserti da 0.4 mm ciascuno)
(l/min)
(mm)
Tab.2 - Composizione del metallo base e del metallo d’apporto (% in peso) Composition of the base metal and the filler (% by weight).
C
Mn
Si
P
S
Ni
Cr
AISI 304 L
0.018
1.15
0.41
0.025
0.001
10.1
18.4
AWS 309 L (*)
0.01
1.65
0.33
0.02
0.01
12.4
24.5
AWS 308 L (**)
0.025
1.4
0.30
0.03
0.03
10.0
20.0
Mo
Fe Bal.
0.47
Bal. Bal.
*) MA utilizzato per la prove di saldatura: **) MA considerato per le simulazioni alle diverse velocità.
Fig.1 - Schema del processo di saldatura / Scheme of the welding process
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Memorie scientifiche - Simulazione
La
specifica
modalità
di
saldatura
considerata,
già
consente di evitare il rischio di incompleta fusione più
sperimentata dagli autori [11], è stata scelta in quanto, oltre
facilmente rispetto all’uso del filo di apporto. In questo
ad essere di semplice impiego, assicura una maggiore
modo è anche possibile ottenere giunti con una limitata
tolleranza rispetto ad eventuali imperfezioni geometriche
presenza di difetti ed un agevole controllo del grado di
nella preparazione dei lembi e/o errori nell’allineamento
diluizione [12].
del fascio e, soprattutto, con un corretto numero di inserti,
Analisi termica L’analisi termica è stata effettuata mediante un modello analitico basato sulla sovrapposizione di due sorgenti puntiformi (equazione [1]) e una sorgente linea (equazione [3]):
5)
Per simulare la saldatura a piena penetrazione e l’effetto
prossimità della superficie esposta al fascio laser e nella zona
del keyhole, riproducendo al meglio il profilo sperimentale
di focalizzazione all’interno del giunto. Definito il layout del
della zona fusa, le sorgenti termiche sono state dislocate
modello, sono stati introdotti i parametri γL e γPi in modo da
come segue:
poter distribuire, tra la sorgente linea e le due puntiformi,
•
prima sorgente puntiforme sulla superficie esterna
(zP1=0 mm); •
la potenza complessiva del fascio laser. Naturalmente deve risultare che la somma di tali parametri sia uguale a 1 (γL + γL + γL P2 = 1). Il modello è stato ulteriormente implementato
seconda sorgente puntiforme all’interno del
P1
cordone in corrispondenza del fuoco del fascio
in [13] per ricavare, in un generico punto, l’andamento della
laser (zP2=5.5 mm);
velocità di raffreddamento in funzione del tempo. Indicando
sorgente linea lungo l’intero spessore del giunto
con P=14 kW la potenza netta del fascio laser, la frazione
•
(zL=10 mm).
assorbita dalle lamiere viene espressa introducendo il
Questa scelta è stata effettuata in relazione alla morfologia del
coefficiente η<1, in modo da escludere la frazione assorbita
profilo della sezione saldata: la sorgente linea contribuisce
dal plasma e dispersa nell’ambiente. Pertanto vengono
alla formazione di una ZF regolare lungo tutto lo spessore,
definite le seguenti espressioni della potenza erogata da
mentre le sorgenti puntiforme danno luogo alle convessità
ciascuna sorgente:
che caratterizzano il profilo sperimentale, rispettivamente in
6)
con il vincolo espresso da:
Il coefficiente di assorbimento η, che compare nelle
piani orizzontali al variare della profondità z. Per i parametri
equazioni [6], fa parte, insieme ai parametri di distribuzione
termofisici dell’acciaio AISI 304 L, sono stati considerati
γL e γPi, dell’insieme di variabile da determinare nel corso
valori costanti (corrispondenti alla temperatura di 700°C
del fitting del profilo analitico della zona fusa su quello
[14]): densità ρ=782kg/m3, conducibilità termica k=25W/
sperimentale. La costruzione di un modello 3D della zona
(mK), diffusività α=5.42∙10-6 m2/s.
fusa è stata effettuato ricavando, mediante l’equazione [5], le curve isoterme alla temperatura di solidus (TS=1673K) su
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RISULTATI Ispezioni del giunto saldato Il giunto saldato è risultato esente da cricche ed altri difetti
che guarda verso il laser, e con allargamento nei pressi del
macroscopici, con piena penetrazione della ZF lungo tutto
fuoco del fascio. Dal punto di vista metallografico, la zona
lo spessore delle lamiere. Le osservazioni macrografiche,
fusa ha una struttura dendritica omogenea, con la presenza
effettuate sulle sezioni saldate prelevate in 5 punti distribuiti
di ferrite in una matrice austenitica. Data la composizione
lungo l’intero cordone, hanno mostrato zone fuse molto
del metallo di apporto, la ZF risulta maggiormente legata del
simili dal punto di vista della morfologia e dei contorni.
metallo base: infatti, dall’analisi al microscopio elettronico
Ciò è da attribuirsi all’alto grado di automazione del
a scansione è risultato un contenuto di Cr del 22.7% e di Ni
processo, con condizioni di saldatura molto stabili lungo
del 12.0% [11].
tutto il cordone. Le zone fuse rilevate hanno dunque forma regolare, con una larghezza intorno ai 2 mm, che diventa leggermente più ampia nei pressi della superficie esterna
Modellazione della zona fusa In Fig. 2a viene riportata la modellazione 3D del bagno di
a fusione il materiale, nel caso degli acciai [15] si può
fusione insieme al confronto tra il profilo della zona fusa
ipotizzare un ulteriore 6-10% di riduzione della potenza
calcolato, e quello rilevato sperimentalmente nel piano
del laser, ottenendo un range di valori compreso tra 0,49-
di sezione trasversale. Il profilo calcolato è stato ottenuto
0,52. Questa considerazione rende ulteriormente valido il
proiettando il contorno del modello 3D del bagno di fusione
fitting del profilo calcolato con quello sperimentale. Nelle
sul piano yz. In questo modo è stata ottenuta l’impronta
simulazioni, al fine di valutare gli effetti della velocità di
della massima ampiezza raggiunta dal bagno di fusione
saldatura, sono stati considerati due diversi valori (0.9 m/
sulla sezione trasversale del giunto. Il fitting con il profilo
min e 1.5 m/min), oltre a quello sperimentale (1.2 m/min). In
sperimentale è stato ottimizzato minimizzando la somma
Fig. 3a si riportano, a confronto, i profili calcolati della zona
del quadrato delle distanze lungo l’asse y. Il processo
fusa nel piano trasversale zy. Indicando con il rettangolo
iterativo, svolto in Excel, ha portato ad una convergenza
grigio l’area occupata dai quattro inserti, si osserva che,
uniforme verso una soluzione stabile che ben approssima
alla velocità maggiore (v=1.5 m/min), il profilo della zona
il profilo sperimentale (Fig. 2b).
fusa, in molti tratti, è appena tangente. Le isoterme e gli
Come risultato dell’ottimizzazione, sono stati definiti i
andamenti della temperatura in funzione del tempo (Fig.
valori dei parametri di distribuzione della potenza del
3b-c) sono stati calcolati al centro della lamiera (z=5 mm),
fascio (γL, γP1, γP2) e del coefficiente di assorbimento (η). In
per la velocità 0.9 m/min alla quale corrisponde il maggiore
particolare quest’ultimo parametro è risultato pari a 0.51,
apporto termico.
valore che ricade all’interno del range η=0.50-0.80, definito in base a valori minimi e massimi disponibili in letteratura per la saldatura al fascio laser di acciai secondo la modalità “keyhole” [15,16]. Come risultato di un ulteriore studio riportato in letteratura [17], viene stimato η=0.55; tuttavia se si considera la porzione di energia che entra effettivamente nel keyhole e che inoltre le ali della distribuzione della radiazione incidente non sono così intense da portare
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Memorie scientifiche - Simulazione
Fig.2 - Modellazione della ZF [13]: a) modello 3D del bagno di fusione e proiezione del profilo sulla sezione trasversale; b) confronto tra profilo calcolato e profilo rilevato / FZ modeling [13]: a) 3D model of the melt pool and projection on the cross section; b) comparison between calculated and detected profile
Fig.3 - Risultati delle simulazioni: a) profili della ZF al variare di v; b) isoterme nel piano xy (z=5mm); c) andamenti temperatura-tempo per i valori indicati di y / Simulation results: a) profiles of the FZ as v varies; b) isotherms in the xy plane (z=5 mm); c) temperature-time trends for the indicated values of y DISCUSSIONE Il modello analitico è utile per valutare i tempi di permanenza nell’intervallo di sensibilizzazione tra 500 e 850°C. Nel caso
in esame, è possibile stabilire che, a causa del breve tempo di esposizione (circa 6 s per v=0.9 m/min), questo genere di deterioramento può essere escluso [18]. Inoltre, i risultati
della simulazione hanno mostrato come l’apporto termico per la velocità sperimentale (v=1.2 m/min), e a maggior
a mancata fusione. La composizione del materiale di apporto
e il grado di diluizione sono determinanti per le proprietà del giunto. Considerando l’area interessata dal metallo d’apporto (AMA=16mm2) e l’area calcolata della ZF (AZF), la composizione
del cordone può essere ricavata effettuando una media delle composizioni del metallo base e dell’apporto, utilizzando
come pesi rispettivamente 1-AMA/AZF e AMA/AZF. I risultati
ragione per quella minore ipotizzata (v=0.9 m/min), sia
sono riportati in Tab. 3, insieme alle composizioni equivalenti
Invece, aumentando la velocità (v=1.5 m/min), esso è appena
Nieq = %Ni+35(%C) e Creq = %Cr + %Mo).
idoneo a fondere gli inserti e il materiale base limitrofo. sufficiente, con il rischio che possano insorgere difetti dovuti
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calcolate in accordo con il diagramma WRC-1992 [19]:
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Tab.3 - Composizioni della ZF (% in peso) / FZ compositions (% by weight) Composizioni calcolate v (m/min)
AZF (mm2)
AMA/AZF
C
Ni
Cr
Mo
Misure EDS Nieg
Creg
Ni
Cr
12.0
22.5
12.0
22.7
Inserti utilizzati (AWS 309 L) 1.2
25.9
0.62
0.013
11.5
22.2
0.29
Inserti ipotizzati (AWS 308 L) 0.9
34.7
0.46
0.021
10.1
19.1
10.8
19.1
1.2
25.9
0.62
0.022
10.0
19.4
10.8
19.4
1.5
20.6
0.78
0.023
10.0
19.6
10.8
19.6
Innanzitutto si osserva che i tenori calcolati di Ni e di Cr concordano con i valori misurati nel giunto saldato. Per quanto riguarda la microstruttura della ZF, è ben noto l'effetto benefico, all’interno della matrice austenitica, di piccole percentuali di ferrite in grado di sciogliere S e P, prevenendo la formazione di cricche a caldo, mentre tenori di ferrite residua superiori all’8% possono portare, dopo permanenza nel range 400-800°C, alla formazione della fase σ, dura e fragile, ed inoltre un eccessivo contenuto di ferrite residua può rendere il materiale suscettibile ad attacchi corrosivi localizzati [18]. La solidificazione della microstruttura austenitica può contenere anche piccole quantità di ferrite
lungo i bordi dei grani e dei sub-grani (modo AF). Un maggior contenuto di Cr favorisce la solidificazione della ferrite δ che, al raffreddamento, si trasforma in austenite lasciando una parte di ferrite residua (modo FA), in grado di ridurre al minimo la possibilità di formazione di cricche a caldo. Secondo il diagramma WRC-1992 [19], il tenore di ferrite per v=0.9 m/min risulta intorno al 9% e cresce leggermente per le altre due velocità; nei tre casi, la solidificazione avviene secondo il modo FA.
CONCLUSIONI
RICONOSCIMENTI
Il modello analitico, basato sulla sovrapposizione di due
Il lavoro svolto è stato parzialmente finanziato dall’Università
sorgenti puntiformi e di una sorgente linea, è stato applicato
al caso di una saldatura laser, a piena penetrazione, di lamiere di AISI 304 L posizionate di testa. La simulazione
del profilo della ZF, effettuata in modo da ottenere la sovrapposizione con quello sperimentale, ha consentito di ricavare un valore del coefficiente di assorbimento η=0.51
degli Studi di Catania mediante il “PIAno di inCEntivi per la Ricerca di Ateneo 2020/2022”, linea d’intervento 3 “Starting
Grant”, progetto “MESOTERMM – Modellazione degli Effetti di SOrgenti TERmiche mobili a elevata potenza sulle proprietà dei Materiali Metallici”.
in accordo con i dati in letteratura. Le composizioni di Ni e Cr, calcolate nella ZF, concordano con i valori misurati sperimentalmente. Il modello è stato quindi utilizzato per
quantificare gli effetti della velocità di saldatura, ricavando
l’ampiezza della ZF e la sua composizione in base al grado di diluzione. Simulando l’impiego di AWS 308 L come materiale
d’apporto ed ipotizzando una velocità di saldatura più bassa di quella sperimentale, si ottengono le migliori condizioni di solidificazione (modo FA e tenori di ferrite residua vicini all’8%), che prevengono il rischio di cricche a caldo.
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Scientific papers - Simulation
Analytical modelling for thermal field simulation in laser beam welding In the present work an analytical method is proposed in order to evaluate the thermal fields generated during a laser beam travel on thick plate, with the aim of developing a less complex approach from the point of view of calculation if
compared to the various numerical models developed in recent years. The "keyhole" full penetration welding mode,
characteristic of the high power laser, was simulated, considering the phenomenological laws of conduction, by means of a line thermal source along the whole thickness and two point sources located respectively on the surface and at
the position of the beam focus inside the joint. This model was fitted on the basis of the fusion zone profile, which was
experimentally detected. Welding was carried out by means of a CO2 laser beam single pass on two squared edged AISI
304L plates, which were butt-positioned. Then the model was applied to evaluate the thermal fields, the fusion zone composition and the solidification mode.
KEYWORDS: LASER BEAM WELDING, KEYHOLE, ANALYTICAL MODELLING, FUSION ZONE, THERMAL FIELDS
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Sviluppo di modelli matematici per la progettazione di cicli di ricottura di acciai alto-resistenziali mediante prove di laboratorio e successiva validazione industriale S. Canto, A. Ferraiuolo, S. Natali
La ricottura statica in forni a campana è una delle più comuni tecnologie per trattare termicamente gli acciai aluminum killed. Questo articolo si concentra sulla ricottura di ricupero di questi acciai. Le variazioni strutturali indotte dai trattamenti termici di ricottura sono state analizzate tramite i) la misurazione della grana cristallina; ii) la misura della microdurezza e iii) tecniche di diffrazione di raggi X analizzando i picchi di diffrazione in corrispondenza dei piani (200) e (220). Per questo studio è stato progettato, testato e validato un simulatore delle cinetiche di recovery. Il modello metallurgico è stato realizzato a partire dall’equazione proposta da Verdier, Brechet e Guyot per le leghe AlMg riadattandola per gli acciai al carbonio. Il modello citato, valido solo per ricotture isotermiche, è stato esteso al caso più generale di ricotture non isoterme applicando la regola dell’additività di Scheil. Il simulatore così ottenuto, testato e validato su scala industriale, è stato successivamente impiegato all’interno dello stabilimento Marcegaglia di Ravenna.
PAROLE CHIAVE: RICOTTURA DI RICUPERO, EQUAZIONE DI VERDIER, REGOLA DELL’ADDITIVITA’ DI SCHEIL, RICOTTURA STATICA, DIFFRAZIONE AI RAGGI X INTRODUZIONE
L’obiettivo principale di questo lavoro è quello di modelliz-
zare i fenomeni che intervengono durante i trattamenti termici effettuati industrialmente per acciai alto-resistenziali così da stabilire una corrispondenza biunivoca fra le caratteristiche meccaniche del prodotto ed il ciclo termico subito.
Si è scelto di realizzare una ricottura di distensione o “back
annealing” anziché una ricottura di ricristallizzazione. I vantaggi offerti dal back annealing sono molteplici e riguarda-
no sia i prodotti che il processo. Le ricotture di distensione consentono al materiale di recuperare una notevole dut-
tilità, diminuendo il suo contenuto energetico, senza che si arrivi a modificazioni microstrutturali profonde come la
generazione di nuovi grani esenti da difetti. Al contempo le
Salvatore Canto, Alessandro Ferraiuolo Marcegaglia Ravenna, Ravenna
Stefano Natali
“Università degli studi di Roma – La Sapienza” –
Facoltà di ingegneria - Dipartimento di Ingegneria Chimica, dei Materiali e Ambiente – Roma
temperature relativamente basse permettono sia un rispar-
mio in termini energetici sia una riduzione del tempo-ciclo e quindi, a parità di ore di funzionamento, un aumento della
produttività. Sono quindi stati analizzati i principali modelli presenti in letteratura descrittivi del fenomeno del reco-
very, predominante nel back annealing. In particolare si
è fatto ricorso al modello proposto da Verdier, Brechet e
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Scientific papers - Simulation Guyot [1] per le leghe Al-Mg riadattandolo agli acciai attraverso l’introduzione di ulteriori parametri di fit. L’equazione fondamentale alla quale si è fatto riferimento è di seguito riportata:
1) Tale modello, implementato su un foglio di calcolo, ha consentito la realizzazione di un simulatore in grado di prevedere
non solo le proprietà meccaniche ottenibili in funzione del ciclo di ricottura applicato, ma anche le possibili eterogeneità interne al singolo rotolo. Al fine di validare il simulatore sono state condotte più campagne sperimentali eseguite sia su provini in laboratorio che su scala industriale. MATERIALI E METODI La composizione degli acciai considerati in questo lavoro è riportata in tabella 1. Tab.1 - Composizione chimica acciai utilizzati / Chemical compositions of experimental steels used. Acciaio
C
Si
Mn
P
S
Al
Nb
Ti
V
SAE1006
≤ 0.08
≤ 0.03
0.25-0.4
≤ 0.04
≤ 0.05
-
-
-
-
In laboratorio le ricotture sono state eseguite con un forno
condurre le prime sperimentazioni nel range di temperatu-
zo di termocoppie di tipo K poste a contatto con i provini.
intervallo sulla base delle evidenze sperimentali. I risultati
a muffola monitorando in continuo la temperatura per mez-
La caratterizzazione dei campioni è stata eseguita mediante prove di trazione, misure di microdurezza e tecniche di diffrazione di raggi x nonché analisi metallografica. Sulla base
dei dati reperibili in letteratura e al fine di evitare sovrappo-
sizione con i fenomeni di ricristallizzazione si è scelto di
ra compreso fra i 450°C e i 500°C riservandoci di variare tale
ottenuti hanno tuttavia confermato la validità di tale scelta. Per ciascuna temperatura è stata calcolata la frazione di
materiale che ha subito distensione mediante la seguente formula:
2)
I dati ottenuti sono stati utilizzati per implementare il modello metallurgico basato sull’equazione di Verdier et al. [1] e sulla regola dell’additività di Scheil [2]. Infine, il modello, è stato validato su scala industriale. RECOVERY, RICRISTALLIZZAZIONE E CRESCITA DEI GRANI fenomeni che intervengono in un processo di ricottura sono essenzialmente tre: •
recovery, prevalente nell’intervallo di temperature
inferiore; •
•
ricristallizzazione, per temperature superiori;
ingrossamento del grano, per soste prolungate ad alta temperatura;
La driving force per il processo di ricupero è la medesima
di quello di ricristallizzazione ovvero l’energia interna im-
magazzinata nel materiale sotto forma di difetti generati in
seguito alla deformazione plastica subita ed in particolare quelli di linea. I due processi risultano quindi competitivi fra loro.
Tutti e tre questi meccanismi sono funzione sia della tem-
peratura che del tempo. Larsen e Salmos [3] hanno proposto un parametro che ingloba ambedue queste variabili:
3)
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Memorie scientifiche - Simulazione
Diverse combinazioni T-t alle quali corrisponde il medesimo valore di M generano proprietà meccaniche e microstrutturali
molto simili ovvero processi di ricottura equivalenti. In accordo con gli studi di Pradhan [4] è possibile distinguere in funzione di M il fenomeno dominante nella ricottura.
Tab.2 - Fenomeno prevalente in funzione del parametro di Larsen e Salmos Leading annealing kinetics in function of the Larsen Salmos parameter. M
Fenomeno
16÷19.3
Recovery
19.3÷20.5
Ricristallizzazione
>20.5
Crescita dei grani
MODELLI DESCRITTIVI DELLE CINETICHE DI RECOVERY Durante il ricupero (recovery) una quota del contenuto energetico del materiale immagazzinato nella fase di deformazione
plastica viene ridistribuita e/o rilasciata per effetto della diffusione atomica, della migrazione delle vacanze, del movimento delle dislocazioni, del loro annichilimento, e della poligonalizzazione.
Molteplici sono i modelli proposti in letteratura per descrivere le cinetiche di recovery che si sono susseguiti nel corso del
tempo. Già intorno alla metà del secolo scorso Cottrel [5] Kuhlmann [6] e Friedel [7] proposero un modello di tipo Arrhenius:
4) L’equazione 4, opportunamente integrata, può essere ricondotta alla semplice legge 𝜎𝑖=𝐵−𝐴 ln 𝑡 individuata su basi empiri-
che attraverso una opportuna scelta delle costanti. Benché il modello descritto dall’equazione precedente sia coerente con
le evidenze sperimentali per un ampio range di parametri esso non è esente da imperfezioni come evidenziato da Verdier, Brechet e Guyot [1]. Il modello da loro elaborato tiene conto anche del rilassamento delle tensioni che interviene nel processo di recovery dovuto all’annichilimento delle dislocazioni e alla poligonalizzazione:
5) Nella [5] 𝑉0 è il volume di attivazione del fenomeno di recovery, 𝑣𝑑 è la frequenza di Debye e 𝑘𝑏 è la costante di Boltzmann.
Campagne di sperimentazione svolte da Verdier, Brechet e Guyot hanno evidenziato come il volume di attivazione 𝑉0 e l’energia di attivazione sono pressoché costanti per un fissato livello di deformazione a freddo. SVILUPPO DEL MODELLO L’equazione [5] è stata modificata per adattarsi agli acciai Al-killed introducendo un parametro di fit (B) all’interno del termine seno iperbolico e raggruppando tutti i termini costanti in un unico fattore A:
6)
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Scientific papers - Simulation
I valori dei parametri A, B e delle energie di attivazione Q
sono stati ricavati applicando l’algoritmo di ottimizzazione non lineare GRG congiuntamente al metodo dei minimi 1
quadrati. Questa procedura è stata ripetuta su tutti i campioni ricotti in laboratorio. Sia il valore di A che quello di B si sono dimostrati pressoché costanti a differenza dell’ener-
gia di attivazione del termine di tipo Arrhenius che invece, coerentemente con le leggi della termodinamica, decresce
con l’aumentare della temperatura. Di seguito si riportano,
a titolo di esempio, l’energia di attivazione ricavata spe-
rimentalmente per tre differenti temperature di ricottura.
Limitatamente all’intervallo di temperatura investigato si è
scelto di utilizzare un’approssimazione lineare per esprimere l’energia di attivazione in funzione di T. L’evidenza
sperimentale ha confermato che l’errore introdotto con
tale approssimazione, limitatamente al range di temperature considerato, è più che accettabile essendo in valore assoluto minore del 2%.
Tab.3 - Energia di attivazione in funzione della temperatura / Q values at different temperature.
T [°C]
Q [j/mol]
450
338160
470
316511
500
309770
Note le costanti A e B e l’approssimazione lineare descrittiva della variazione di Q in funzione della temperatura l’equazione di Verdier è stata integrata numericamente applicando la regola dell’additività di Scheil.
OUTPUT DEL MODELLO L’implementazione del modello ha consentito di ottenere
I risultati del simulatore sono stati validati attraverso il Ten-
microstrutturali in funzione del ciclo termico applicato ma
al processo di skin pass in grado di misurare le caratteristi-
non solo l’evoluzione delle caratteristiche meccaniche e anche di valutare la disomogeneità presente sulla lunghezza del rotolo in funzione dell’hot spot e del cold spot Fig.1.
silPro [8] [9], un innovativo modello matematico applicato
che meccaniche e microstrutturali in continuo su tutta la lunghezza del coil Fig.2.
VARIAZIONI STRUTTURALI INDOTTE DAI TRATTAMENTI TERMICI
La variazione della dimensione di grani in funzione dei trattamenti di ricottura è stata valutata tramite la normativa UNI
EN ISO 643 del 2012. In particolare si è deciso di valutare la grossezza del grano e quindi il grado di incrudimento dei
dimensione media dei grani in direzione ortogonale e parallela a quella di laminazione e il loro rapporto in funzione della durata del trattamento termico a 500°C.
vari provini attraverso il rapporto 𝑅𝑁̅ tra il numero di grani
medio calcolato su un segmento intersecato in direzione ortogonale a quella di laminazione 𝑁̅𝐿,⊥ e quello calcolato
sul segmento intersecato in direzione parallela a quella di laminazione 𝑁̅𝐿,//. In tab 4 sono mostrati gli andamenti della
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Memorie scientifiche - Simulazione
Fig.1 - Evoluzione del carico di rottura (hot spot vs cold spot) in funzione del ciclo applicato Tensile strenght evolution as a function of annealing cycle for hot spot and cold spot
Fig.2 - Variazioni delle caratteristiche meccaniche sulla lunghezza del coil Tensile properties variation on the whole lenght of the coil
Tab.4 -Valori del rapporto 𝑅𝑁̅=𝑁̅𝐿,⊥𝑁̅𝐿,∥ al crescere dei tempi di ricottura / 𝑅𝑁̅=𝑁̅𝐿,⊥𝑁̅𝐿,∥ values for different annealing times
Valori del rapporto 𝑅𝑁̅=𝑁̅𝐿,⊥𝑁̅𝐿,∥ al crescere dei tempi di ricottura
N° medio dei grani in direzione della laminazione
Rapporto tra N° dei grani
Provino
T(°C)
T(min)
Ln(t) (s)
N° medio in direzione verticale
crudo
-
0.01
-0.51
120
52
2.31
500-5
500
5
5.70
110
65
1.69
500-20
500
20
7.09
107
70
1.53
500-50
500
50
8.01
170
150
1.13
500-80
500
80
8.48
155
143
1.05
Tale rapporto è indicativo del tasso di incrudimento e diminuisce, fino a tendere all’unità, al crescere dei tempi di permanenza e della temperatura di ricottura. La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
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Scientific papers - Simulation
Fig.3 - Andamento del rapporto RN al crescere del tempo di ricottura a 500°C RN expressed as a function of soaking time at 500°C MISURAZIONE E MICRODUREZZA Per ogni provino sono state prese in considerazione undici di tredici misurazioni (eliminando il valore massimo e il valore minimo) per poi calcolarne media 𝑥̅, deviazione standard 𝜎 ed errore standard 𝑒𝑠 come segue
7) dove 𝑛 è il numero delle misurazioni fatte (pari a 11); 𝑥𝑖 è il valore della singola misurazione mentre 𝑥̅ è la media aritmetica
degli 11 valori. Nella tabella 5 sono rappresentati i valori medi delle misurazioni di microdurezza con i relativi parametri statistici:
Tab.5 - Misurazioni HV e parametri statistici relativi ad ogni provino/ HV measurements and statistic analysis Misurazioni HV e parametri statistici relativi ad ogni provino. Crudo
500-5
500-20
500-50
500-80
𝑥̅
247.20
254.31
247.89
129.02
130.24
𝜎
4.33
14.16
8.51
5.15
7.06
es
1.3
4.27
2.57
1.55
2.13
Coef. di variaz.
0.017
0.056
0.034
0.040
0.054
Graficando i valori HV medi di ogni provino si può notare come ci sia una brusca diminuzione di durezza in corrispondenza del provino 83-500-50. Questo è coerente con il fatto che per un tempo di permanenza a 500 °C maggiore o uguale di 50 minuti sia avvenuta la ricristallizzazione con conseguente repentino calo di durezza nel materiale.
Fig.4 - Andamento delle durezze in funzione del tempo di permanenza a 500 °C / HV as a function of the soaking time at 500 ° C La Metallurgia Italiana - April 2021
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Memorie scientifiche - Simulazione
VALUTAZIONE TRAMITE PROVE DI DIFFRAZIONE Come è stato notato i valori di durezza Vickers e quelli ot-
te il diffrattometro si ottengono gli spettri di diffrazione dei
dicativi sul grado di ricottura e/o sul tasso di incrudimento.
ne dell’angolo di diffrazione 2θ.
tenuti dall’ analisi metallografica forniscono dei risultati in-
vari provini in cui viene riportata l’intensità relativa in funzio-
Attraverso le analisi diffrattometriche si riesce a caratteriz-
In particolare in figura 4 è graficato lo spettro di diffrazione
zare il grado di ricottura tramite due parametri fondamen-
del provino 83-500-80 in cui si distinguono i 2 picchi di dif-
tali: l’ampiezza a mezza altezza FWHM e la densità delle
frazione caratteristici di quest’acciaio in corrispondenza dei
dislocazioni δ.
piani [2 0 0] e [2 2 2] rispettivamente a 2θ=65° e 2θ=137°.
In primo luogo dalle prove effettuate in laboratorio trami-
Fig.5- Spettro di diffrazione del provino 83-500-80 / Diffraction spectrum of sample 83-500-80 Dopo aver ottenuto gli spettri di diffrazione per ogni provino sono stati calcolati i seguenti valori di FWHM:
Tab.6 -Valori di FWHM e di 2θ in corrispondenza del picco per ciascun provino / FWHM and 2θ values in the characteristic peak for each sample FWHM e 2θ in corrispondenza del picco per ciascun provino Piano (200) T [min]
Piano (222) FWHM
0.01
2 θ Max [°]
FWHM
0.38
2 θ Max [°]
65.11
137.13
0.7
5
65.09
0.18
137.19
0.32
20
65.15
0.17
137.25
0.30
50
65.07
0.11
137.15
0.24
80
65.05
0.09
137.19
0.16
Graficando questi risultati in funzione del tempo di ricottura si ottiene il seguente grafico:
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Scientific papers - Simulation
Fig.6- Andamento dei valori di FWHM in funzione di t e della posizione angolare 2θ / FWHM as a function of time and 2θ CONCLUSIONI Alla luce dei risultati conseguiti si può affermare che: •
Il fenomeno del recovery si manifesta in maniera sensibile e predominante rispetto alla ricristallizzazione, per acciai
•
L’equazione di Verdier inizialmente proposta per le leghe AlMg, opportunamente modificata ed integrata, può essere
del tipo SAE1006, nel range di temperature compreso fra i 450°C e i 550°C in relazione agli intervalli di tempo studiati; impiegata per prevedere le caratteristiche meccaniche degli acciai in maniera accurata, ripetibile e puntuale ed è alla base di uno dei modelli realizzati;
•
La microstruttura dell’acciaio SAE1006 dopo una ricottura di completa distensione permane fortemente anisotropa e allungata nella direzione di laminazione. Sono presenti bordi di subgrano debolmente orientati e concentrazioni di difetti di linea paragonabile a quella del materiale non incrudito;
•
Le caratteristiche meccaniche dopo recovery completo, sono analoghe a quelle del materiale non deformato/incru-
•
Ricotture di distensione possono essere realizzate su scala industriale per acciai del tipo SAE1006 garantendo l’elevata
•
Le previsioni ottenute con il modello descrittivo delle cinetiche di recovery per acciai SAE1006 risultano essere so-
•
•
dito;
stabilità del processo in relazione ai valori attesi di caratteristiche meccaniche;
stanzialmente coincidenti con i dati empirici ottenuti e confermano la validità delle equazioni utilizzate;
Il modello realizzato può essere utilizzato in maniera bidirezionale sia per ricavare le caratteristiche meccaniche in funzione del ciclo termico applicato sia per risalire al profilo termico effettivo a partire dalla conoscenza delle proprietà meccaniche puntuali;
Attraverso il back annealing è possibile ridurre i costi di produzione dei nastri sottoposti a ricottura senza scendere a compromessi in termini di qualità o stabilità del processo;
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Memorie scientifiche - Simulazione
BIBLIOGRAFIA [1]
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[3]
Larsen FA, Salmos J. Trans. ASM, 1954, 46, 1377.
[4]
Pradhan RR, Internal report, Bethlehem Steel, Bethlehem, PA, USA, 1981.
[5]
Cottrel AH, Aytekin V. J. Inst. Met., 1950.
[6]
Kuhlmann D, Masing G, Raffelsiefer J. Z. Metallk., 1949.
[7]
J. Friedel. Dislocations. Pergamon Press, 1964, Oxford.
[8]
Ferraiuolo A. Device and method for online measurement of tensile and microstructure properties of steels and metallic alloys. IT Patent office N. 102017000035735, 2017.
[9]
Ferraiuolo A, Orselli S. Innovative approach for online steel tensile-structure properties evaluation by means of stress-strain analysis of cold rolling proces. AIM Conference Paper Bologna, 12-13-14 September 2018.
Development of mathematical models for the design of annealing cycles of highstrength steels through laboratory tests and subsequent industrial validation Batch annealing in bell furnace is one of the most common and widespread technology to thermally treat aluminium
killed low carbon manganese steels. This paper focus on the recovery annealing of cold rolled Al-killed steels. The tensile properties evolution due to recovery annealing has been studied through i) the crystalline grain measurement; ii) micro-hardness measurement iii) by means of x-ray diffraction techniques analysing the diffraction peaks in correspondence with the planes (200) and (220).
To reach this purpose a simulator of the recovery kinetics has been designed, tested and validated. The metallurgical
model was created starting from the equation proposed by Verdier, Brechet and Guyot for AlMg alloys, adapting it for carbon steels. The model, valid only for isothermal annealing, has been extended to the more general case of non-isothermal annealing applying the Scheil’s additivity rule. The so obtained simulator, tested and validated on an industrial scale, was subsequently used within the Marcegaglia plant in Ravenna.
KEYWORDS: RECOVERY ANNEALING, VERDIER EQUATION, SCHEIL’S ADDITIVITY RULE, BATCH ANNEALING, X RAY DIFFRACTION
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Scientific papers - Simulation
Riduzione dei difetti di bordo in laminati a caldo di acciai inossidabili ferritici attraverso modellazione della deformazione plastica S. Mancini, A. Di Schino, L. Langellotto
Durante il processo di laminazione a caldo di barre piatte realizzate in acciai ferritici possono presentarsi bordi che appaiono come frastagliati e irregolari. Al fine di studiare e identificare l'origine di questo tipo di difetti è stato condotto
uno studio sulle condizioni di laminazione a caldo delle barre piatte realizzate in acciaio EN 1.4512. L’evoluzione microstrutturale e il danneggiamento del materiale sono stati calcolati attraverso l’accoppiamento di modelli metallurgici
e di danno. Nelle simulazioni termomeccaniche sono stati considerati tre livelli di granulometria (PFGS) e tre diverse
temperature di riscaldo. L’evoluzione del grano ferritico è stata modellata introducendo adeguate equazioni. I risultati evidenziano come alcune condizioni di lavorazione siano in grado di causare un riscaldamento anomalo del materiale,
causando una crescita incontrollata del grano sui bordi. Tali grani “spremono” la matrice ricristallizzata circostante verso i bordi della barra generando fratture che si manifestano macroscopicamente come frastagliamenti sul bordo.
PAROLE CHIAVE: CORROSIONE DELLE INFRASTRUTTURE, CORROSIONE IN FESSURA, CORROSIONE DEI BENI CULTURALI, CORROSIONE ATMOSFERICA
INTRODUZIONE
Gli acciai inossidabili, grazie elle loro peculiari proprietà di resistenza alla corrosione, sono oggi impiegati in tutte quel-
le applicazioni ove si richieda questa proprietà congiunta ad
un’elevata resistenza meccanica (1,2). Nello specifico, essi sono largamente utilizzati nel comparto automobilistico
(3,4), nell’edilizia (5,6), nel settore energetico (7-9), aeronautico (10), alimentare (11) e nella stampa tridimensionale (3D) (12,13).
Tra questi, gli acciai inossidabili ferritici sono caratterizzati
da un costo sensibilmente inferiore rispetto agli austenitici
e per questo sono oggigiorno sempre più richiesti. Gli acciai ferritici vengono utilizzati in un gran numero di applicazioni per le quali sia richiesto di soddisfare requisiti di resistenza
Silvia Mancini, Luigi Langellotto
RINA Consulting Centro Sviluppo Materiali, Roma, Italia
Andrea Di Schino
Dipartimento di Ingegneria, Università degli Studi di Perugia, Perugia, Italia
e duttilità pur mantenendo elevati i requisiti di resistenza alla corrosione (14). Per questo motivo la produzione di
barre piatte in acciaio inossidabile ferritico è di grande interesse nel panorama industriale. La produzione industriale di barre piatte non si limita infatti solo all’utilizzo di acciai microlegati, ma si caratterizza anche per la produzione di barre realizzate utilizzando acciai ferritici, di cui un esempio
è il grado acciaio EN 1.4512. La percentuale in peso di carLa Metallurgia Italiana - April 2021
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Memorie scientifiche - Simulazione bonio, cromo e altri elementi di lega determina la presenza
di una microstruttura ferritica per ogni temperatura a cui è
sottoposta la barra realizzata in EN 1.4512 (14). Tuttavia, Le barre piatte realizzate con acciai ferritici, quando sottoposte
a processo di laminazione a caldo possono presentare alcuni difetti come i bordi frastagliati mostrati in Fig.1.
Nel presente lavoro si analizzano le cause alla base di que-
sto tipo di difetti. A tal fine è stato condotto uno studio sulle condizioni di laminazione di barre piatte ferritiche realizzato in acciaio 1.4512.
L'evoluzione della microstruttura ferritica è la chiave per
comprendere la natura dei difetti metallurgici: per questo motivo è stato sviluppato un modello in grado di simulare
gli effetti dei processi di ricristallizzazione e crescita dei grani della microstruttura durante la formatura a caldo.
Durante la laminazione a caldo della barra piatta, a cau-
sa dell'elevata temperatura e del campo di deformazione che caratterizzano il processo, la struttura di solidificazione dell'acciaio viene profondamente modificata (15). Inol-
tre, la fase di sbozzatura rappresenta una parte cruciale del processo di laminazione a caldo e le condizioni dell'acciaio
possono cambiare fortemente a seconda della deformazione applicata, della velocità di deformazione, della tempera-
tura e infine della presenza di tempo di attesa tra le passate
(15). È noto che i processi di ricristallizzazione (statica, dinamica, metadinamica) sono influenzati dalla temperatura,
dalla quantità di deformazione e dal tempo di permanenza in determinate condizioni (16). Per modellare questi processi
complessi, è stato predisposto un modello matematico che
tiene conto sia della ricristallizzazione statica che meta dinamica: il modello è stato calibrato sul grado acciaio EN 1.4512
e considera il legame tra comportamento reologico del materiale ed evoluzione microstrutturale del l'acciaio durante la laminazione a caldo.
Per quanto riguarda l'evoluzione microstrutturale dell'acciaio inossidabile austenitico sono stati proposti da diversi
autori un gran numero di modelli per valutare l'evoluzione
dei grani di austenite in varie condizioni di lavoro (17 -19). È invece piuttosto difficile trovare una letteratura omogenea
sull'evoluzione della microstruttura ferritica durante i processi di deformazione a caldo. Alcuni autori hanno riportato
in letteratura il comportamnto di deformazione della ferrite di acciai IF (interstiziali liberi) e acciai a basso tenore di carbonio sottoposti a deformazione plastica (20 - 22). Lo scopo
di questo lavoro è, tenendo conto degli studi svolti dagli autori precedenti, proporre un modello completo per la ricristallizzazione statica e dinamica.
Fig.1 - Difetto bordi frastagliati/ jagged border defect MATERIALE DI INDAGINE La composizione chimica dell’acciaio considerato è riportata in Tab.1. Tab.1 - Composizione indicativa dell’acciaio EN 1.4512 /Chemical composition for steel grade EN 1.4512
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C,%
Cr,%
Ti,%
0.01-0.03
10.50-12.50
0.15÷0.65
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Scientific papers - Simulation In Fig. 2 si riporta una immagine di difetto relativa ad una barra laminata in grado acciaio EN 1.4512 ottenuta attraverso microscopia elettronica a scansione (SEM) attraverso elettroni retro-diffusi e secondari cosi da avere una visione più dettagliata della microstruttura.
a)
b)
Fig.2 - Immagini SEM della superficie di una barra frastagliata (a) e micrografia ottica che mostra un dettaglio del bordo della barra con il difetto macroscopico, 2% Attaccato con Nital (b)/ SEM images of the surface of a jagged bar (a) and optical micrograph showing a detail of the bar edge with the macroscopic defect, 2% Nital Etching. L'immagine in Fig. 2b mostra la presenza di grani anormali allungati e non ricristallizzati “spremuti” dal bordo della barra che rappresentano una possibile causa del bordo frastagliato osservato macroscopicamente (24).
La microstruttura di colata della barra è caratterizzata da una zona centrale, a centro spessore, con una granulometria media di circa 5 mm misurata secondo la specifica ASTM E112. Verso i bordi la dimensione del grano diminuisce conti-
nuamente raggiungendo circa 0.15 mm. Questa informazione è stata tradotta matematicamente in una funzione analitica che descrive la dimensione del grano ferritico (prior ferritic grain size, PFGS), rappresentata in Fig. 3.
Al fine di comprendere l'effetto della distribuzione granulometrica iniziale attraverso lo spessore sull'evoluzione della
microstruttura durante il processo di laminazione a caldo, sono state considerate simulazioni con le seguenti distribuzioni dei grani:
• Una condizione di riferimento con dimensione grano che va da 5000 μm al centro a 0.15 μm sulla superficie; • Una granulometria uniforme di 5000μm
Una dimensione del grano di 5000 μm al centro fino a 1000μm sulla superficie.
Fig.3 - Evoluzione del grano ferritico in funzione della distanza dalla superficie / Prior ferritic grain size as function of the distance from surface
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Memorie scientifiche - Simulazione
IMPLEMENTAZIONE DEL MODELLO Modello meccanico di deformazione ad alte temperature Il comportamento meccanico del materiale durante il pro-
sensibilità del materiale alla temperatura (espressa in gradi
verso il modello proposto da Hansel e Spittel (25). In tale
formazione, mentre m8 è un coefficiente che combina l’ef-
cesso di deformazione plastica è stato implementato attra-
Celsius), m2 è legato alla sensibilità del materiale alla de-
approccio il comportamento meccanico è definito come
fetto della temperatura e della velocità di deformazione.
temperatura attraverso opportuni coefficienti (equazione
lizzato per deformazioni al di sotto della deformazione di
funzione della deformazione, velocità di deformazione e
Il modello rappresentato dall’equazione 1 può essere uti-
la per la curva sforzo deformazione, mentre m2,m8 e m1
picco. La deformazione di picco εp è espressa nell'equa-
in funzione del materiale. Il coefficiente m1 è legato alla
secondo l’equazione 3.
1). Tra questi coefficienti, A rappresenta un fattore di sca-
sono coefficienti inizialmente sconosciuti da ottimizzare
zione 2 (in cui α e β sono anch'essi parametri da calibrare)
e tiene conto del parametro di Zener – Hollomon valutato
1) 2) 3) I coefficienti nell'equazione 3 rappresentano: la velocità di
Al di sopra della deformazione di picco è necessario tene-
stante dei gas R e la temperatura T. I parametri α e β nell'e-
le. Il modello di danneggiamento, basato sull'equazione di
deformazione iniziale εΟ, l'energia di attivazione Q, la co-
quazione 2 sono stati impostati rispettivamente a 0,0184 e 0,8 dopo un'ulteriore analisi sulle curve sperimentali e l'energia di attivazione Q è stata impostata a 277 kJ / mol.
re conto del meccanismo di danneggiamento del materiaLemaitre modificata (26) è stato scelto per rappresentare la
legge che governa il danno, indicato con D in equazione 4.
4) La variabile di danno dipende dunque dalla velocità di deformazione plastica εp e da alcune costanti dipendenti dal materiale S0, s1, s2 da calibrare opportunamente. Le quanti-
tà y è illustrata in equazione 5, mentre un’ampia discussione sui restanti parametri si può trovare in (26)4.
5) In equazione 5 si possono notare la tensione equivalente 𝜎̅
modello agli elementi finiti utilizzando una routine esterna
I parametri incogniti nelle equazioni 1-5 sono stati calibrati
Per quanto riguarda la modellazione della curva sfor-
e il fattore di triassialità σH/ 𝜎̅, cioè il rapporto tra la tensione idrostatica e la tensione equivalente.
utilizzando come riferimento le prove sperimentali di tra-
zione eseguite sul grado acciaio EN 1.4512 nell'intervallo di temperatura 750–1200° C, a velocità di deformazione di
0.1 s e 5.0 s . Tali curve sono state riprodotte mediante −1
−1
simulazioni utilizzando modelli agli elementi finiti non lineari, utilizzando elementi assialsimmetrici. Il modello è
stato implementato nel codice general purpose commerciale MSC. Marc. L’equazione 1 è stata implementata nel
La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
YIELD; mentre il modello di danno formulato in equazione 4 è stato implementato attraverso la routine UDAMAG.
zo-deformazione del materiale estesa dopo il necking, è stata determinata utilizzando un approccio simile alla
calibrazione inversa proposto da (27, 28). La curva sforzo-deformazione iniziale è stata modificata attraverso i coefficienti appositi in modo iterativo fino a quando l'errore
tra la curva sperimentale e numerica non è stato ridotto al di sotto di una tolleranza definita. Le iterazioni sono state
eseguite utilizzando la procedura automatica descritta in
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Scientific papers - Simulation
(29). I coefficienti ottimizzati relativi all’equazione 1 e all’e-
delle prove di trazione. Sono stati riportati confronti nume-
Esempi di curve sforzo-deformazione finali calibrate sono
(a) T = 1200 °C 𝜀̇ = 5s−1; (b) T = 1050 °C 𝜀̇ = 5 s−1; (c) T = 900°C
quazione 4 sono illustrati in Tab. 2 e Tab. 3.
rico-sperimentali per prove di trazione effettuate presso: 𝜀̇ = 1 s−1.
riprodotti nella Fig. 4 e confrontati con i dati sperimentali
Tab.2 - Coefficienti di primo tentativo e corrispondenti valori finali relativi al comportamento reologico del grado acciaio EN1.4512 modellato attraverso l’equazione 1 (25)/Coefficients of first attempt and final value of the same coefficients for the rheological model of the EN 1.4512 steel in Equation 1 (25) Coefficienti relativi all'equazione 1 Coefficiente
Coefficiente di primo tentativo (25)
Coefficiente finale
A
4422.71
4650
m1
−0.0029
−0.0032
m2
0.48151
0.3
m8
0.000202
0.00017
ε0
0.0
0.001
0.0
0.01
ε ̇0
Tab.3 - Coefficienti relativi al modello di danno illustrato in equazione 4 (25)/ Coefficients of the damage model in Equation 4 (25) Coefficienti relativi all'equazione 9 Coefficiente
Valore del coefficiente
s0
1.1
s1
0.1
s2
0.5
Fig.4 - Confronto tra dati numerici (curva azzurra) e sperimentali (curva blu e nera) relativi alle prove di trazione. Sono stati riportati confronti per prove di trazione effettuate presso : (a) T = 1200 °C 𝜀̇ = 5 s−1; (b) T = 1050 °C
𝜀̇ = 5 s−1; (c) T = 900 °C 𝜀̇ = 1 s−1 / Comparison between numerical (cyan curve) and experimental data (blue and
black curves) of tensile tests. Comparisons have been reported for tensile tests carried out at: (a) T = 1200 °C 𝜀̇ = 5 s−1; (b) T = 1050 °C 𝜀̇ = 5 s−1; (c) T = 900 °C 𝜀̇ = 1 s−1.
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Memorie scientifiche - Simulazione Una volta che il modello del materiale è stato messo a pun-
e materiale e cilindri di lavoro. Il tempo di attesa tra le pas-
ne 4, è stato implementato un modello 3D di laminazione
in termini di forza di laminazione durante la laminazione a
to in termini di parametri dell'equazione 1 e dell'equazioa caldo termomeccanico (Fig. 5). Il modello agli elementi
finiti di laminazione industriale è stato calibrato in termini di
sate è stato valutato attraverso l'analisi dei segnali acquisiti caldo.
coefficiente di scambio termico tra materiale e circostante
Fig.5 Modello termomeccanico, quinto passo di sbozzatura/ Thermomecanical model, 5th roughing pass.
MODELLO PER L’EVOLUZIONE MICROSTRUTTURALE RICRISTALLIZZAZIONE STATICA In questo lavoro sono stati considerati i meccanismi di ri-
un'equazione di tipo Avrami che esprime la frazione ricri-
durante il tempo di attesa tra le passate di sbozzatura) e i
condizioni isoterme (32), dove il parametro t0.5 è il tempo
cristallizzazione statica (che si innescano sostanzialmente meccanismi di ricristallizzazione metadinamica (più tipica
stallizzata Xrex (equazione 6) come funzione del tempo in in cui si raggiunge il 50% di SRX. Il t0.5 dipende a sua volta
degli acciai ferritici). È stato inoltre considerata anche la
dalla dimensione del grano iniziale, dalla temperatura, dal-
to uno studio sulle equazioni che descrivono la cinetica di
opportuni coefficienti. Il meccanismo SRX si attiva quando
lavori condotti sulla deformazione a caldo degli acciai IF e
in condizioni di bassi livelli di velocità di deformazione. In
risultati delle simulazioni FE è stato possibile affinare i co-
cato con dsrx può essere espressa utilizzando opportuni
posto in questo lavoro.
partire dai dati di letteratura riportati in (33).
crescita del grano dopo la ricristallizzazione. Si è effettua-
la deformazione e dalla velocità di deformazione attraverso
ricristallizzazione e la crescita del grano a partire da alcuni
l'acciaio subisce una deformazione relativamente bassa,
basso tenore di carbonio (30,31). Attraverso lo studio e i
questo caso, la dimensione del grano ricristallizzato indi-
efficienti fenomenologici del modello metallurgico pro-
parametri. L'energia di attivazione Q è stata determinata a
La ricristallizzazione statica (SRX) è stata modellata da
6)
7)
Nell’equazione 7, C è una costante relativa alla composizione chimica, mentre i coefficienti p,q, e s esprimono l’effetto
della deformazione, della velocità di deformazione e della dimensione inziale del grano rispettivamente. R e T sono la
costante e dei gas e la temperatura, mentre Q rappresenta l’energia di attivazione necessaria al processo. I parametri incogniti sono stati ricavati a partire dai dati sperimentali riportati in letteratura (33) e sono riassunti in Tab. 4. La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
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Scientific papers - Simulation Tab.4 - Coefficienti relativi al processo SRX (33)/Coefficients for SRX process from (33) Coefficienti relativi all'equazione 6 e 7 Coefficiente
Valore del coefficiente
n
1.5
C (s) p
1.69 × 10−10
d0
157
q
0
s
1.5
Q (kJ/mol)
143
−1.7
Nel caso in cui l’acciaio subisca basse deformazioni a basse velocità di deformazione, si attiva il processo di ricristallizza-
zione statica (33) e la crescita del grano ricristallizzato segue l’andamento illustrato in equazione 9. I parametri c1, c2, c3 e c4 sono coefficienti da ricavare mentre l’energia di attivazione Q è stata determinata a partire dalla letteratura riportata in (33) . I coefficienti relativi all’equazione 8 sono stati riassunti in Tab. 5.
Per quanto riguarda la crescita del grano è stata utilizzata l’equazione 9, i cui coefficienti sono illustrati in Tab. 6 (33).
8) 9) Tab.5 - Coefficienti utilizzati nell’equazione 8 per modellare la crescita del grano dopo SRX (34)/ Coefficient used in Equation 8 for predicting the ferrite grain size after SRX (34) Coefficienti relativi all'equazione 9 Coefficiente
Valore del coefficiente
c1 (s)
28.26
c2 (s)
18.24
c3
0
c4
−0.6
c5
−0.05
Q (kJ/mol)
267
Tab.6 - Coefficienti utilizzati nell’equazione 9 per modellare la crescita del grano durante SRX (34)/Coefficient used in Equation 9 for predicting the ferrite grain size during SRX (34) Coefficienti relativi all'equazione 10
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Coefficiente
Valore del coefficiente
c1
7
c2
3x1023
c3
7
Q (kJ/mol)
−356
dα
3.6
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Memorie scientifiche - Simulazione
RICRISTALLIZZAZIONE METADINAMICA E CRESCITA GRANO I dati sperimentali in letteratura sugli acciai inossidabili
di dati di letteratura (34,35). Attraverso valutazioni sui dati
deformazione e ad alta temperatura, il meccanismo domi-
pari a 0.75.
ad alto contenuto di cromo indicano che, ad alti livelli di
nante è la ricristallizzazione metadinamica (MDRX) (34).
Questo processo si attiva quando la deformazione impo-
sta supera un livello critico εC, il quale a sua volta è propor-
zionale alla deformazione di picco secondo la relazione nell'equazione 10. Nel caso in esame, la stima della defor-
mazione di picco è stata effettuata sfruttando una raccolta
riportati in letteratura, coefficiente A è stato considerato La frazione ricristallizzata viene calcolata utilizzando l’
equazione 6 come nel caso di SRX. Invece, la dimensione dei grani di ferrite dopo MDRX è indicata dall’equazione 11, corredata di coefficienti opportunamente calibrati (24). I coefficienti calibrati sono riportati in Tab. 7.
10)
11)
Tab.7 - Coefficienti relativi all’evoluzione del grano durante MDRX (35)/ Coefficient for grain evolution during MDRX (35)
Coefficienti relativi all'equazione 11 Coefficiente
Valore del coefficiente
c1
18277
c2
−0.246
Q (kJ/mol)
267
d0
157
RISULTATI L'output delle simulazioni termo-meccaniche FE e il mo-
Al fine di visualizzare l’effetto della temperatura di riscal-
l'evoluzione della microstruttura durante la sgrossatura
simulati, sono state costruite delle mappe 2D sulla sezio-
un'analisi di sensitività dei principali fattori che influenza-
zione come mostra Fig.6,
dello microstrutturale sono stati accoppiati per simulare
della barra. In questa sezione viene riportata e discussa no l'evoluzione microstrutturale.
do, della prior ferritic grain size (PFGS) e di tutti i parametri
ne trasversale della barra sottoposta al processo di lamina-
La simulazione dell'evoluzione del grano ferritico è stata effettuata grazie al modello implementato in CSM SpA. Il modello di danno, basato sull'equazione di Lemaitre mo-
dificata, è stato implementato nel modello agli elementi finiti mediante l’utilizzo di una specifica subroutine.
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Scientific papers - Simulation
Fig.6 - Selezione della sezione trasversale della barra piatta/Selection of transversal section of the bar. Le simulazioni sono state condotte al fine di valutare l’in-
dimensione del grano ferritico dopo la seconda passata di
zioni iniziali del grano ferritico (PFGS) e dell’effetto del
tro della barra rispetto alle regioni in pelle, tuttavia non c’è
fluenza della temperatura di riscaldo, di differenti condidanneggiamento sull’evoluzione microstrutturale.
L’effetto della temperature di riscaldo sul grano ferritico è illustrato in Fig. 7: la mappa è presentata sulla sezione trasversale della barra mostrata in Fig. 6 e rappresenta la
sbozzatura. È possibile notare dei grani più grandi al cenevidenza della presenza di grani cresciuti in modo anormale. È possibile concludere quindi che a questo stadio l’evoluzione della microstruttura non favorisce la formazione del difetto bordo frastagliato.
Fig.7 - Effetto della temperatura di riscaldo sulla taglia del grano ferritico dopo la seconda passata di sbozzatura/Effect of the reheating temperature on the ferrite grain size after the second roughing pass.
Lo stesso comportamento si può notare alla quinta passata di sbozzatura, illustrata in Fig. 8. Si può notare come l’ef-
fetto della temperatura di riscaldo sia tuttavia più evidente rispetto a ciò che veniva mostrato in Fig. 7. Infatti una più
alta temperature di riscaldo causa effetti più evidenti sul-
Tuttavia la relazione che c’è tra il difetto ai bordi e la tempe-
ratura di riscaldo non è ancora chiaro a causa del fatto che i grani sui bordi sono più piccoli rispetto a quelli al centro senza formazione di grani dalla dimensione anomala.
la dimensione del grano, producendo grani più piccoli al centro.
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Memorie scientifiche - Simulazione
Fig.8 - Effetto della temperatura di riscaldo sulla dimensione del grano ferritico dopo la quinta passata di sbozzatura/Effect of the reheating temperature on the ferrite grain size after the fifth roughing pass. Al fine di tenere conto dell'effetto della dimensione inizia-
barra e la pelle. Questo effetto è già evidente subito dopo
stribuzioni di PFGS. Le mappe riportate in Fig. 9 illustrano
notare come nella mappa relativa alla configurazione di
le del grano, sono stati effettuati calcoli con differenti di-
i risultati in termini di dimensione del grano ferritico dopo la seconda passata di sbozzatura. Si può notare come la
mappa calcolata a partire da una PFGS uniforme pari a 5000 mm sia sostanzialmente diversa dalle due mappe calcolate
utilizzando i gradienti di granulometria tra il centro della
l'inizio del processo di laminazione a caldo. Infatti si può PFGS uniforme pari a 5000 mm, sui bordi si formano grani
più piccoli. Al contrario, nelle altre configurazioni, i grani più piccoli sono distribuiti uniformemente su tutta la superficie della barra.
Fig.9 - Effetto di differenti PFGS sulla dimensione del grano ferritico dopo la seconda passata di sbozzatura/ Effect of different PFGS on the ferrite grain size after the second roughing pass.
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Differenze ancora maggiori si possono apprezzare dopo la quinta passata, come mostrato in Fig. 10. Anche in questo caso la PFGS uniforme pari a 5000 mm differisce dalle altre. È possibile osservare la presenza di grani più piccoli che si formano sulle superfici superiore e inferiore della barra, mentre sui bordi si trovano grani più grandi.
Fig.10 - Effetto di differenti PFGS sulla dimensione del grano ferritico dopo la quinta passata di sbozzatura/ Effect of different PFGS on the ferrite grain size after the fifth roughing pass. Le mappe in Fig. 11 mostrano l'influenza del PFGS sul danneggiamento dopo il quinto passo di sbozzatura. Si può notare che in tutte e tre le configurazioni, il danneggiamento aumenta verso i bordi, con una lieve presenza del danno al centro
delle barre. Si può notare che la distribuzione del parametro di danno sulla sezione della barra risulta simile al profilo osservato nel difetto bordo frastagliato, ossia è concentrato sui bordi.
Fig.11 - Effetto di differenti PFGS sul danneggiamento dopo la quinta passata di sbozzatura/ Effect of PFGS on damage after the fifth roughing pass.
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Memorie scientifiche - Simulazione
Dopo la il quinto passo di sbozzatura, anche se l’attivazione dei fenomeni di ricristallizzazione interferisce con l'aumento del danneggiamento, si osserva una maggiore densità di danneggiamento in prossimità dei bordi. Come mostrato in Fig. 12, questo effetto è particolarmente intenso per la configurazione con PFGS uniforme pari a 5000 μm. si osserva infatti la presenta di un’elevata quantità di danneggiamento proprio sui bordi e sulla superficie superiore e inferiore della barra.
Fig.12 - Effetto della PFGS sul danneggiamento dopo la quinta passata di sbozzatura/ Effect of PFGS on damage after the fifth roughing pass. Una sintesi delle precedenti osservazioni dopo il quinto passaggio per il caso di un PFGS uniforme pari a 5000μm è sche-
matizzata in Fig. 13, in cui è riportata la mappa ottenuta in termini di dimensione del grano ferritico confrontato con una
macrografia della barra laminata a caldo. Si può notare che i difetti calcolati si trovano distribuiti in accordo con ciò che viene mostrato nella macrografia. La Fig. 14 mostra un'altra vista della barra, dove è possibile osservare che la superficie superiore è interessata da una dimensione del grano maggiore, in corrispondenza con i risultati dei calcoli.
Fig.13 - Confronto tra la macrografia della barra e la crescita del grano risultante dalle mappe relative alla dimensione del grano ferritico e del danneggiamento/Comparison between macrography of the bar and the grain growth resulting from the maps of ferrite grain size and damage.
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Fig.14 - Confronto tra la macrografia della barra e la crescita del grano risultante dalle mappe relative alla dimensione del grano ferritico e del danneggiamento/Comparison between macrography of the bar and the grain growth resulting from the maps of ferrite grain size and damage.
I risultati delle simulazioni FE hanno mostrato l'evoluzione della dimensione del grano ferritico durante la fase di sbozzatura della laminazione a caldo. Le mappe calcolate
hanno evidenziato che l’innesco di fenomeni di ricristallizzazione riduce il danneggiamento che occorre sul ma-
teriale in tutti i casi esaminati, anche sui bordi delle barre.
Tuttavia, se si considera una granulometria di ferrite iniziale uniforme pari a 5000 μm, il danneggiamento sui bordi risulta più elevato rispetto alle altre condizioni analizzate
con una PFGS variabile. Si può inoltre osservare che durante il processo di laminazione a caldo, il grano di ferrite viene continuamente raffinato e, in tutti i casi, si ottiene
una dimensione del grano omogenea al centro della barra. Nella regione superficiale della barra si osserva invece una
presenza localizzata di grani più grossolani (fino a cinque volte rispetto alla dimensione media) soprattutto quando la granulometria iniziale è uniforme e pari a 5000 μm.
La configurazione con PFGS uniforme di 5000 μm è quindi rappresentativa di una crescita anomala del grano, sia superficiale che sub-superficiale. Tali valori di PFGS ne-
gli acciai ferritici sono solitamente correlati ad un'elevata temperatura di riscaldamento (35) che nella lavorazione industriale dovrebbe verificarsi a seguito di un riscaldamento incontrollato nel forno. È ben noto (36) che la pre-
senza di grani così grandi si oppone al comportamento di ricristallizzazione secondo l'equazione 6 e l'equazione 7.
Ciò comporterà la presenza di una texture deformata caratterizzata da grani incruditi circondati da grani ricristal-
lizzati. Tale disposizione topologica comporterà lo scorrimento dei bordi dei grani piuttosto che la loro ulteriore deformazione(37).
Di conseguenza durante la deformazione, quando i grani
incruditi vengono spinti in prossimità dei bordi, espelleranno i nuovi grani ricristallizzati fuori dai bordi della barra,
generando il bordo che macroscopicamente appare come frastagliato. Inoltre, più lenta è la cinetica di ricristallizza-
zione maggiore è il danneggiamento del materiale, inducendo così una maggiore probabilità di formazione di cricche e micro cricche sulle superfici delle barre (24).
CONCLUSIONI In questo lavoro è stata descritta l’applicazione di tecniche
di modellazione standard e avanzate utili alla soluzione
di problemi industriali che possono insorgere durante la laminazione a caldo. Particolare attenzione è stata posta all'utilizzo di analisi combinate sperimentali e numeriche su materiali e prodotti, in particolare si è posto un focus
sulla laminazione a caldo di barre piatte in acciaio inox EN 1.4512. Gli strumenti di modellazione sviluppati hanno
dimostrato la precisione richiesta per prevedere con suc-
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cesso lo stato del materiale durante l'intero processo, in modo da aiutare il produttore a migliorare il prodotto fina-
le attraverso l’individuazione della causa che può portare alla formazione del difetto di bordo frastagliato sui bordi della barra.
Per indagare la formazione del difetto, il materiale è stato caratterizzato da un punto di vista meccanico. Inoltre,
i modelli metallurgici e la teoria del danneggiamento del
materiale sono stati implementati e accoppiati con i risul-
pagina 43
Memorie scientifiche - Simulazione tati del calcolo FE per prevedere l'evoluzione microstrut-
turale della struttura dei grani di ferrite durante la deformazione a caldo.
Parametri importanti come deformazione, velocità di de-
formazione e temperatura sono stati considerati al fine di analizzare il problema e di indagare la loro influenza sullo sviluppo della microstruttura dell'acciaio.
I risultati hanno dimostrato che il difetto del bordo frastagliato potrebbe essere causato da una fase di riscaldamento o raffreddamento non controllata o impropria delle
barre piatte. Questo, durante il processo di laminazione a
che "spremono" i grani ricristallizzati sul bordo della barra piatta, originando così il difetto del bordo frastagliato. An-
che l'influenza di PGFS è rilevante. L'analisi FE ha mostrato
che quando si considera una granulometria iniziale più pic-
cola il difetto non viene prodotto e la barra è caratterizzata da grani più piccoli vicino alla superficie grani più grossolani al centro.
Al contrario, una granulometria di ferrite uniforme e grossolana di 5000 μm è più incline a sviluppare il difetto in con-
dizioni di riscaldamento incontrollato.
caldo, può indurre la formazione di grani grandi e allungati
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Edge defects reduction in ferritic stainless steels hot rolled bars by plastic deformation modelling Flat bars made of EN 1.4512 ferritic steel may present some defects after the hot rolling process, such as edges that appear jagged and irregular. In order to study and identify the origin of this type of defects to help their reduction, a study has been carried out considering the hot rolling conditions of flat bars made of EN 1.4512 steel. Thermomechanical and metallurgical models have been implemented. The microstructural evolution of the ferritic grain size and the damage of the material were calculated through the coupling of metallurgical and damage models. In the thermome-
chanical simulations of the roughing passes, three granulometry levels (PFGS) and three heating furnace temperatures were considered. The modeling ferritic grain evolution was achieved by introducing adequate equations. The results
show that the defect can be produced by process conditions that trigger abnormal heating. This heating induces an
uncontrolled growth of the grain on the edges. The work-hardened grains undergo elongation during hot deformation but are not able to recrystallize. Consequently, these grains “squeezes” the surrounding recrystallized matrix towards the edges of the bar. Thus, on the edges occurs fractures that macroscopically manifest themselves as jagged edges.
KEYWORDS: ROLLING, RHEOLOGICAL MODEL, DEFECT REDUCTION, MICROTRUCTURAL MODEL
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È fresco di pubblicazione il nuovo Capitolato acciai elaborato da un gruppo di lavoro che coinvolge rappresentanti del mondo della produzione d’acciaio per utensili, delle fonderie, del trattamento termico, dell’università e dei laboratori di prova e diagnostica. Più in dettaglio, il documento è nato da un’iniziativa del Centro studio Pressocolata dell’Associazione Italiana di Metallurgia (AIM), di cui il gruppo di lavoro fa parte, a seguito dall’accertata necessità di rendere disponibile agli utilizzatori d’acciaio per stampi da pressocolata un documento tecnico che permetta di focalizzare i requisiti che i materiali dovrebbero possedere per assicurare un adeguato livello di prestazioni degli stampi in esercizio. Si tratta, quindi, di un documento, unico in Italia, utile a fonderie e stampisti nella selezione dell’acciaio più adatto per la specifica applicazione, dal momento che riporta le caratteristiche ed i limiti d’accettabilità dei principali acciai destinati alla costruzione di utensili primari e secondari per la pressocolata delle leghe leggere, con un attenzione particolare agli acciai per utensili a caldo a medio tenore di carbonio e legati al cromomolibdeno-vanadio. Inoltre, si applica a barre, blocchi, dischi fucinati e barre laminate d’acciaio per utensili da lavorazioni a caldo, forniti allo stato ricotto e dopo trattamento termico di tempra e rinvenimento, focalizzando l’attenzione esclusivamente sugli aspetti metallurgici di fabbricazione e di trattamento termico. Considerata l’evoluzione tecnologica e scientifica del settore, è previsto che l’attuale versione sia aperta a revisioni ed integrazioni. ISBN: 9788898990177 Disponibile su Amazon (www.amazon.it/dp/B07L33SXKL) o in versione cartacea come indicato sul sito www.aimnet.it Annalisa Pola - Università degli Studi di Brescia
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Le prove non distruttive Corrosione e protezione dei metalli Tenacità e resistenza a fatica delle leghe metalliche Progettualità e corrosione
Archeometallurgia Manuale della difettologia dei getti pressocolati Schiume metalliche Controllo delle deformazioni e raddrizzature dei pezzi temprati L’incertezza e il caos nei laboratori Siderurgia Tecniche sperimentali per la caratterizzazione dei materiali La metallurgia nelle tecnologie di produzione
Industry news - Attualità industriale
Sviluppo di un modello CFD del processo di gas-atomizzazione per la previsione della distribuzione dimensionale e morfologica delle polveri metalliche a cura di: M. R. Ridolfi, P. Folgarait - Seamthesis Srl, Italia Per ottimizzare i processi di gas atomizzazione di polveri metalliche, vengono impiegati modelli numerici utilizzanti modelli analitici di breakup secondario che non forniscono alcuna informazione circa la forma delle particelle, parametro importante per il processo di manifattura additiva, perché influenza fortemente la scorrevolezza e la capacità di creare strati di densità uniforme. Il modello qui descritto supera questo limite, rendendo possibile l’applicazione della tecnica VOF (Volume of Fluid), utilizzando un sistema fisico virtuale costruito in base alla teoria della similitudine, ed un sistema di riferimento solidale alla particella primaria. Il modello è stato validato mediante paragone con modello di tipo DPM (Discrete Particle Model) ed è stato testato per verificare la sensibilità alla variazione della temperatura iniziale della particella.
PAROLE CHIAVE: GAS ATOMIZZAZIONE, POLVERI METALLICHE, MANIFATTURA ADDITIVA, EFFLUSSO BIFASICO, VOF, BREAKUP SECONDARIO, CFD
INTRODUZIONE
La manifattura additiva presenta dei requisiti stringenti su
materiali e caratteristiche delle polveri. In particolare, la
granulometria e morfologia delle particelle di polvere, sono fondamentali in un processo come quello a letto di polvere
in quanto determinano la scorrevolezza durante l’operazio-
ne di spargimento e l’uniformità della densità dello strato. Le polveri metalliche per la manifattura additiva sono prodotte
essenzialmente per gas atomizzazione e la modalità con cui viene condotto questo processo determina le caratteristi-
che di sfericità e dimensione delle particelle. L’allargarsi del campo di applicazione delle tecnologie di manifattura addi-
Maria Rita Ridolfi, Paolo Folgarait Seamthesis Srl, Italia
tiva richiede evoluzioni del processo di gas atomizzazione
che permettano la produzione di polveri sempre più fini e fabbricate con leghe finora estranee a questa tecnica.
Uno dei metodi di gas atomizzazione più versatili utilizza un crogiolo per fondere la lega con un induttore magnetico, dal quale il metallo liquido viene fatto percolare all’interno
della camera di atomizzazione inertizzata, nella quale viene
investito da un getto anulare di gas a velocità supersonica ed atomizzato.
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Attualità industriale - Industry news
DESCRIZIONE DEL MODELLO Il modello è costruito con il codice commerciale ANSYS Fluent v19.2 e si basa sul descrivere la trasformazione del-
la superficie di interfaccia tra metallo liquido e gas mediante
la tecnica del VOF, arrivando alla separazione delle singole particelle di cui è possibile identificare volume e forma. L’ef-
fetto della tensione interfacciale è simulato con il modello CSF (Continuum Surface Force). Un altro vantaggio offerto
dalla tecnica VOF, che verrà sfruttato nel successivo svilup-
po di questo modello, consiste nel poter accoppiare l’analisi
termica a quella fluido-dinamica e calcolare dunque anche il raffreddamento e la solidificazione della fase metallica, de-
finendo esattamente la forma delle particelle quando solidificano.
Per poter validare il modello per confronto con modelli già
noti ed ampiamente validati, che utilizzano modelli empirici,
sono state applicate le stesse condizioni di input utilizzate da Zeoli et al.(1), che hanno considerato una particella pri-
maria sferica che si stacca dal margine del crogiolo, come
mostrato schematicamente in Fig. 1. Il diametro della particella primaria può andare da alcune decine di micron fino a qualche millimetro ed è un parametro utilizzato per la calibrazione del modello (2).
Nell’approccio qui utilizzato, il breakup secondario viene calcolato nel sistema di riferimento che si muove con la particella primaria, il cui moto e traiettoria vengono calcolati separatamente applicando il DPM (Discrete Particle Model). La particella primaria viene trascinata dall’efflusso gassoso il cui campo di moto è stato a sua volta calcolato con un modello a sé stante.
Fig.1 - Schema del processo di gas atomizzazione oggetto del modello/ Schematic of the modellized gas atomization process. ANALISI DIMENSIONALE Per creare un sistema fisico virtuale, in similitudine con
mediante le corrispondenti equazioni di governo scritte in
adimensionali che descrivono il sistema. Questo, consiste
sionali. Per una descrizione approfondita della derivazione
densità ρp, viscosità μp e diametro D, immerso in una corren-
Le forze per unità di area, applicate dai due fluidi sull’inter-
quello reale, è necessario innanzitutto enucleare i gruppi
forma adimensionalizzata, derivando così i gruppi adimen-
in un efflusso bifasico formato da una goccia di metallo di
delle equazioni vedi (3).
te di gas di densità ρg, viscosità μg, e velocità nella regione
faccia sono: gli sforzi applicati dai due fluidi sull’interfaccia,
indisturbata Urel. Per derivare le equazioni che descrivono
l’efflusso bifasico conviene considerare tre sottosistemi:
l’efflusso dei due singoli fluidi e l’interazione tra i due attraverso l’interfaccia. I tre sottosistemi vengono descritti
la forza peso, la componente normale all’interfaccia dovuta
alla tensione superficiale e lo sforzo tangenziale associato al gradiente di quest’ultima. Tale equilibrio è espresso da:
1)
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Nell’Eq. 1 compaiono cinque gruppi adimensionali: numero di Reynolds dell’efflusso gassoso numero di Reynolds dell'efflusso liquido numero di Froude rapporto di densità
numero di Weber
L’efflusso compressibile del gas è descritto dalle equazioni di conservazione della massa e della quantità di moto, date nell’ordine da:
2) 3)
in cui sono introdotti due ulteriori numeri adimensionali:
numero di Rouark del gas
numero di Mach L’efflusso gassoso è inoltre descritto dall’equazione di conservazione dell’energia:
4)
in cui appaiono altri due gruppi adimensionali:
numero di Prandtl del gas numero diEckert del gas
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L’efflusso comprimibile del metallo liquido è descritto dalle equazioni di conservazione della massa e della quantità di moto:
5) 6)
Il sistema è definito nella sua globalità da 13 variabili: 𝜌𝑔,𝜌𝑝,𝜇𝑔,𝜇𝑝,𝜎,𝐷,𝑈𝑟𝑒𝑙,𝑔, t, T, 𝑘𝑔,𝑐𝑝𝑔, γ espresse in termini di 4 unità fonda-
mentali: massa, lunghezza, tempo e temperatura. Il sistema è univocamente descritto in termini di 9 gruppi adimensionali: 𝑅𝑒𝑔, 𝑅𝑒𝑝, 𝐹𝑟,
𝜌𝜌𝑝𝑝 𝜌𝜌𝑔𝑔
, 𝑊𝑒, St, Ma, Pr, Ecg. Il sistema fisico virtuale è simile a quello reale se ha gli stessi valori di questi nove
numeri adimensionali. Volendo scalare la velocità caratteristica dell’efflusso, viene definito innanzitutto il valore di 𝑈vr𝑒𝑙
(l’apice v indica che le variabili si riferiscono al sistema virtuale):
7)
Assumendo inoltre che: 𝐷𝑣=𝐷, e 𝑇𝑣=𝑇, si possono ricavare le espressioni di tutte le altre grandezze coinvolte:
Le equazioni precedenti attribuiscono all’efflusso virtuale
gli stessi rapporti di densità e di viscosità dei due fluidi nel
sistema reale. Comunemente è ritenuto che il fenomeno del breakup sia fortemente dipendente da questi due rapporti.
Questo approccio è stato validato con successo eseguen-
do dei test su sistemi fisici semplificati che prevedono efflussi monofasici dei due fluidi ed efflussi bifasici. Alcuni ostacoli di carattere numerico non sono stati invece ancora superati nell’accoppiamento tra efflusso compressibi-
le ed incompressibile in corrispondenza dell’interfaccia, dove occorre applicare l’adattamento dinamico del raffit-
timento della mesh di calcolo. Il modello è stato dunque applicato in prima istanza in forma semplificata assumendo incompressibile il comportamento del gas nel ristretto volume che avvolge la particella primaria. Anche in questa
formulazione semplificata, il modello mantiene elevata
significatività, dovuta al fatto che la semplificazione non altera la rappresentazione del bilancio delle forze agenti
sull’interfaccia, che ne determinano l’instabilità e la successiva frammentazione. Nella forma semplificata, la si-
militudine è garantita dall’uguaglianza di 6 nei 9 parametri adimensionali citati sopra: 𝑅𝑒𝑔, 𝑅𝑒𝑝, 𝐹𝑟,
𝜌𝜌𝑝𝑝 𝜌𝜌𝑔𝑔
, 𝑊𝑒, St.
DATI DI INPUT Il dominio dell’impianto di gas atomizzazione simulato con-
con eccezione della parete dove è stata imposta condizione
gello anulare convergente-divergente di entrata del gas ed il
La particella primaria sferica è di lega di Nichel. Sono state
di atomizzazione è piccolo e sufficiente a comprendere to-
ticella primaria (surriscaldo di 50 K e 200 K) nel test discusso
siste in una geometria assialsimmetrica che comprende l’u-
tubo da cui scende il metallo liquido. Il volume della camera talmente il fenomeno del breakup della vena liquida.
Il gas simulato è Azoto a cui è stato attribuito comportamen-
to di gas ideale. La pressione all’ingresso è stata posta pari a
di velocità nulla. La portata volumetrica di gas è 20 Nm3/h.
considerate due condizioni di temperatura iniziale della parin seguito. Le principali proprietà termo-fisiche dei due materiali sono riportate nella Tab. 1.
30 MPa e su tutti gli altri confini del dominio pari a 0.4 MPa,
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Tab.1 - Proprietà termo-fisiche del gas e della lega metallica / thermo-physical properties of gas and metal alloy Input materiali Azoto
Max Lega di Nichel.05
Densità
Gas ideale
8000 kg m-3
Conducibilità termica
0.0242 W m-1 K-1
35 W m-1 K-1
Peso molecolare Calore specifico Viscosità
28.013
1040.67 J kg-1 K-1 1.66 10 Pa s -5
Tensione superficiale
distanza di 4 mm dall’asse di simmetria con una velocità iniziale di 10 ms-1. Le evoluzioni della velocità della par-
ticella e della velocità del gas, relativa a questa, sono uti-
lizzate come condizioni al contorno, variabili nel tempo,
nella simulazione del breakup secondario, come velocità di trascinamento del sistema di riferimento e velocità di in-
gresso del gas nel dominio. Il breakup secondario è stato
calcolato usando un dominio 3D costituito da un parallelepipedo di sezione quadrata con lato 5 mm ed altezza 10
mm. Per avere discretizzazione molto fine solo nell’inter-
1710 K - 0.00649 Pa s 1860 K - 0.00456 Pa s 1710 K - 1.783 N m-1 1860 K - 1.73 N m-1
Temperatura di liquidus
La particella si distacca dalla punta del crogiolo ad una
670 J kg-1 K-1
1660 K
faccia tra i due fluidi, viene applicato il raffittimento dina-
mico con tre livelli di suddivisione. Partendo da celle di lato 100 μm, questo sistema permette di ottenere dimensione minima delle celle di 6.25 μm. Ne consegue che, as-
sumendo che una particella possa essere stimata accuratamente quando contiene al minimo 2-3 celle, questo set
di parametri di calcolo è adatto a casi in cui la distribuzione abbia un diametro medio maggiore di circa 15 - 20 μm. Per
granulometrie più fini occorre ridurre le dimensioni delle celle.
RISULTATI Le mappe di velocità e numero di Mach dell’efflusso su-
personico, sono visualizzate in Fig. 2. Sono ben visibili
le onde di espansione dovute all’efflusso sotto-espanso all’uscita del convergente-divergente.
Il fattore K con cui la velocità del gas è scalata nell’Eq. 7 è
stato posto pari a 50. La Fig. 3 presenta la deformazione calcolata per una particella di diametro iniziale 1 mm, in un
istante immediatamente precedente la finale disintegrazione.
La validazione del modello per paragone con il modello Kelvin-Helmholtz, convenzionalmente utilizzato (1, 2), è
stata fatta con proprietà della lega corrispondenti a 1860
risultati al tempo di disintegrazione totale. La Fig. 4a mostra il confronto delle due distribuzioni dimensionali. Per
ogni particella sono state infine misurate le dimensioni lungo i tre assi coordinati, da cui è stato derivato l’allungamento quale rapporto tra le dimensioni più grande e più piccola. Nella Fig. 4b è riportata la frazione in volume delle
particelle in funzione dell’allungamento. Le particelle più allungate (allungamento >= 3) hanno diametro compreso tra 10 μm e 34 μm e sono le ultime particelle che si sono
separate da quella primaria. La frazione di particelle quasi perfettamente sferiche (allungamento < 1.5) è pari al 68%.
K e diametro iniziale della particella di 250 μm. Le distribuzioni di diametro delle particelle ottenute dai due modelli
sono state messe a confronto, prendendo per entrambi i
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Fig.2 - Mappe di velocità e numero di Mach calcolate dall’analisi dell’efflusso gassoso / Velocity and Mach number fields calculated by the gas flow analysis.
Fig.3 - Immagine della deformazione calcolata per una particella di diametro iniziale 1 mm subito prima del suo colasso/ Snapshot of the deformed interface of a 1 mm diameter partcle just before its collapse (vertical median section).
a)
b)
Fig.4 - (a) Confronto tra i risultati ottenuti con il nuovo approccio e con il modello Kelvin-Helmholtz; evoluzione del diametro della particella primaria; (b) frazione in volume delle particelle vs allungamento / (a) Comparison between results obtained with the new approach and the Kelvin-Helmholtz model: primary droplet diameter evolution; (b) particle volume fraction vs aspect ratio.
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Infine, il modello è stato testato variando la tensione inter-
mensionali, dal quale si deduce la riduzione della dimen-
lori di surriscaldo di una particella di diametro iniziale 500
ziale, testimoniata, sia dalla riduzione del diametro medio
facciale e la viscosità, considerando 50 K e 200 K come vaμm (vedi Tab. 1). In fig. 5a, sono mostrati due particolari della configurazione delle particelle ottenute nei due casi,
mentre in Fig. 5b, il confronto tra le due distribuzioni di-
sione delle particelle all’aumentare della temperatura ini(27μm per 200 K e 33μm per 50 K), che dall’aumento delle particelle fini e riduzione di quelle più grandi.
a)
b)
Fig.5 - (a) Particolari delle particelle ottenute con le due temperature iniziali; (b) Confronto delle due distribuzioni dimensionali/ (a) Details of the particles obtained with two initial temperatures; (b) Comparison of the two size distributions. CONCLUSIONI Il modello di gas atomizzazione di metalli liquidi descritto permette di ottenere, oltre alla distribuzione dimensiona-
le delle polveri, anche quella morfologica. L’innovazione
del modello, rispetto ad altri già sfruttati per questo sco-
po, è l’utilizzazione della tecnica VOF, resa possibile dalla
riduzione virtuale dell’intensità della velocità dell’efflusso gassoso, operata applicando la teoria della similitudine. Il modello è stato validato per paragone con i risultati del
modello analitico di Kelvin-Helmholtz, ampiamente testato e validato con dati sperimentali di distribuzione di pol-
veri, in vari lavori di ricerca pubblicati in riviste scientifiche.
La distribuzione morfologica ottenuta è descritta in termi-
ni di allungamento delle particelle in funzione della loro dimensione. Il modello è stato testato variando la tempe-
ratura della particella, ottenendo come risultato una ridu-
zione di circa il 20 % delle dimensioni medie all’aumentare della temperatura di 150 K.
Per completare questo lavoro è necessario introdurre l’a-
nalisi termica in modo da simulare la solidificazione delle particelle ed intercettare la loro forma nel momento in cui solidificano.
LISTA DI SIMBOLI cpg: calore specifico a pressione costan-
te (J kg K )
g: accelerazione di gravità (m s-2)
sistema virtuale (W m-1 K-1)
g: vettore accelerazione di gravità (m)
p'g,p: pressione statica adimensionaliz-
g : accelerazione di gravità nel sistema
c pg: calore specifico a pressione co-
virtuale (m s )
Ma: numero di Mach
Dv: diametro della particella nel sistema
I: tensore unitario K: fattore di scala
zata nel gas e nel liquido
-1
-1
v
stante nel sistema virtuale (J kg-1 K-1) D: diametro della particella (m) virtuale (m)
Ecg: numero di Eckert del gas
Fr: numero di Froude
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v
-2
kg: conducibilità termica del gas (W m
K-1)
k g: conducibilità termica del gas nel v
-1
n: versore normale (m)
p’dg,dp: pressione dinamica adimensionalizzata nel gas e nel liquido
Prg: numero di Prandtl del gas
Reg: numero di Reynolds del gas pagina 53
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Rep: numero di Reynolds del liquido
vo virtuale (m s-1)
t’: tempo adimensionalizzato
pazione viscosa adimensionalizzata
Rug: numero di Rouark del gas
St: numero di Strouhal
t : tempo nel sistema virtuale (s) v
T’: temperatura assoluta adimensionalizzata
T : temperatura assoluta nel sistema
μvp: viscosità dinamica del liquido nel
We: numero di Weber
sistema virtuale (Pa s)
z’: coordinata z adimensionalizzata
ρvg: densità del gas nel sistema virtuale
Y': componente cinematica della dissiγ: rapporto tra calore specifico a pressione costante e a volume costante
ρg: densità del gas (kg m-3)
ρ'g: densità del gas adimensionalizzata
(kg m-3)
ρp: densità del liquido (kg m-3)
virtuale (K)
γ : rapporto tra calore specifico a pres-
sione costante e a volume costante nel
ρvp: densità del liquido nel sistema
to nel gas e nel liquido
μg: viscosità dinamica del gas (Pa s)
σv: tensione superficiale nel sistema
v
u’g,p: vettore velocità adimensionalizza-
Urel: velocità del gas nel sistema relativo
(m s-1)
Uvrel: velocità del gas nel sistema relati-
v
sistema virtuale
μ g: viscosità dinamica del gas nel sistev
ma virtuale (Pa s)
virtuale (kg m-3)
σ: tensione superficiale (N m-1)
virtuale (N m-1)
μp: viscosità dinamica del liquido (Pa s)
BIBLIOGRAFIA [1]
Zeoli, N. , Gu, S. , Kamnis, S. Computational simulation of metal droplet break-up, cooling and solidification during gas atomisation. Computational Materials Science. 2008; 43: 268–278.
[2]
Thompson, J. , Hassan, O. , Rolland, S.A. , Hassan, O. , Sienz, J. The identification of an accurate simulation approach to predict the effect of operational parameters on the particle size distribution (PSD) of powders produced by an industrial close-coupled gas atomiser. Powder Technol. 2016; 291: 75–85 .
[3]
Ridolfi, M. R., Folgarait, P., Numerical modeling of secondary breakup in molten metals gas-atomization using dimensionless analysis. International Journal of Multiphase Flow. 2020; 132: 103431.
Development of a CFD model of gas atomization to predict metal powders size and shape distribution Numerical modeling using analytical models of secondary breakup is applied to optimize gas atomization processes. The
limit of these models is a lack of information about the particle shape, a parameter of great relevance for additive manufacturing since it largely influences powder flowability and ability to generate layers with uniform density. The method
here described eliminates this limit, making it possible the Volume Of Fluid (VOF) model application, using a virtual physical system created according to the similarity theory, together with a reference frame moving with the primary droplet. The model has been validated through the comparison with DPM (Discrete Particle Model) and tested to check its sensitivity to the particle initial temperature.
KEYWORDS: GAS ATOMIZATION, METALLIC POWDERS, ADDITIVE MANUFACTURING, VOF, SECONDARY BREAKUP, CFD La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
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Le nuove frontiere dei simulatori di processo a cura di: Raul Pirovano - XC Engineering Srl
Negli ultimi anni si sta assistendo ad una grande accelerazione nello sviluppo dei simulatori di processo per assecondare la richiesta sempre più esigente di definizione e predizione dei difetti, per poter soddisfare i requisiti di qualità che giorno dopo giorno divengono più stringenti. Le odierne tecnologie consentono di raggiungere livelli di accuratezza inimmaginabili fino a qualche anno fa, e la potenza messa a disposizione dei comuni pc di calcolo oggi sul mercato rende possibile modellare i fenomeni fisici con metodologie più complesse ed evolute, senza incidere significativamente sui tempi di calcolo. Da un lato si assiste dunque al fiorire di nuovi modelli numerici che permettono di cogliere aspetti di dettaglio finora trascurati o approssimati significativamente, passando da una rappresentazione più qualitativa ad una più quantitativa delle difettologie e delle caratteristiche del prodotto finito.
Si pensi al nuovo modello di solidificazione di FLOW-3D
mette di superare il limite classico dell’approssimazione a
tendo dalla definizione degli elementi del metallo colato, e
tipici delle mesh cartesiane, è stato arricchito dalla tecnica
CAST basato sulla composizione chimica della lega: par-
quindi con la possibilità di una completa personalizzazione dei dati di input, è in grado di predire la microstruttura, lo
SDAS e le caratteristiche meccaniche seguendo l'evolu-
zione degli elementi chimici e le loro reazioni. Oppure, alla integrazione sempre più stretta tra la modellazione classica del metallo liquido e gli elementi particellari, che consento-
no di descrivere i difetti con una precisione e un’accuratez-
“zig-zag” delle pareti solide e i conseguenti errori numerici
Immersed boundary method, consentendo di aumentare in maniera significativa la precisione della simulazione dello
scorrimento della lega fluida a parete. Lo stesso algoritmo VOF è stato oggetto di perfezionamenti dedicati, per consentire di cogliere in maniera ancor più realistica il moto del metallo ed i conseguenti difetti da riempimento.
za del tutto nuova.
Oltre alle nuove modellazioni, sforzi importanti vengo-
no fatti per perfezionare il solutore termo-fluidodinamico di base, su cui tutti gli altri modelli di predizione dei difetti sono costruiti. Ad esempio l’algoritmo FAVOR, che per-
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Experts’ Corner - Scenari
Se da un lato quindi i software di processo diventano
ne automatica, quali FLOW-3D (x): la ricerca dei migliori
sempre più rappresentativi della realtà, dall’altro molta
parametri di processo per raggiungere stringenti obietti-
strumento. Innanzitutto, l’interfaccia utente deve essere
avendo inoltre una chiara panoramica sulla robustezza del
attenzione si sta concentrando sull’utilizzo stesso dello costantemente aggiornata: viviamo in un mondo in cui
anche gli strumenti più complessi devono essere sempre più intuitivi, semplici ed immediati all’uso, per minimizza-
re il rischio d’errore, azzerare la curva di apprendimento e aumentare significativamente la produttività. Inoltre,
vi di qualità viene fatta in modo più rapido ed automatico, processo stesso e sulla variabilità dell’output a seguito di piccole modifiche dei parametri di produzione.
Il mondo della simulazione numerica è in gran fermento, ed il meglio deve ancora venire.
l’intera fase di progettazione sta vivendo un momento di
rivoluzione con l’introduzione di sistemi di ottimizzazio-
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Scenari - Expert's Corner
La virtualizzazione dei processi reali: Il futuro è ormai presente a cura di: Giampietro Scarpa - EnginSoft Spa
Tempi, qualità e costi imperano nel lavoro quotidiano dei progettisti in ambito processo-prodotto. E’ Sempre più importante rappresentare la realtà produttiva con virtualizzazioni che rispecchino perfettamente i processi; le nuove frontiere del calcolo virtuale, oggi, forniscono al progettista sistemi che li rappresentano con inimmaginabile minuzia. Nulla è ormai lasciato al caso, tutte le funzioni dei processi sono integrate nel mondo virtuale della fonderia. La simulazione affianca il progettista in tutte le fasi di lavoro: dalla scelta del materiale, alla progettazione del componente, alla progettazione di un processo robusto in grado di garantire la qualità del componente richiesta e la vita delle attrezzature fino ad arrivare all’eventuale trattamento termico e lavorazione meccanica finale fornendo informazioni relative a qualità, proprietà meccaniche e strutturali del prodotto.
Fig.1 - Esempio di un percorso di progettazione processo-prodotto assistito da calcolo virtuale
L’utilizzo di processori potenti multicores completano l’opera garantendo livelli prestazionali un tempo proibiti.
Ma il lavoro non è finito, questa è l'era del digitale, della connettività pervasiva, dell'Internet of Things (IoT), dell'intelligenza artificiale, dei robot e dei big data.
Il paradigma “Digital Transformation”, infatti, mette a disposizione dati operativi di impianti e macchinari con diverse po-
tenziali ricadute lungo il ciclo di vita del prodotto o l’affidabilità e durabilità del processo per produrlo. Il concetto di Digital Twin, combinando le tecnologie IoT, AI e data analytics con strumenti di simulazione, apre la strada allo sviluppo di nuovi
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Experts’ Corner - Scenari
previsionali orientati alla servitizzazione, tra cui:
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• miglioramento del design e personalizzazione dei prodotti (lot size one production).
• monitoraggio della qualità dei prodotti realizzati (zero-defect manufacturing);
Questa è la nuova sfida, l’integrazione dei 2 mondi (virtuale e reale ) uno al servizio dell’altro automatizzando e ridefinendo
nuovi scenari produttivi in grado di migliorare e ottimizzare i processi nella loro evoluzione fornendo informazioni e reazioni correttive in “real time”.
La strada è ormai intrapresa ed EnginSoft Spa e MAGMASOFT ne sono parte integrante.
La Metallurgia Italiana - April 2021
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Scenari - Expert's Corner
Software simulazione colaggio lingotti, forgiatura, laminazione e trattamento termico: Novità 2021 a cura di: Lorenzo Valente – Ecotre Valente Srl
Il settore metallurgico sta vivendo un momento di cambia-
mette di conoscere a preventivo il tonnellaggio pressa, del
mento con la richiesta di componenti sempre più comples-
maglio o del laminatoio.
si, leggeri, performanti e ad alte prestazioni. I nuovi software QuikCAST Light, QuikCAST, ProCAST 2021 e DEFORM 12.1
TENSIONI RESIDUE.
supportano le acciaierie, i forgiatori, calibratori, fonderie,
L’unione delle informazioni relative alle proprietà meccani-
stampisti, metallurgisti e progettisti, in quanto virtualizzano
che e alle tensioni residue è diventato il valore aggiunto del-
il proprio processo e creano un reparto virtuale in cui prova-
la simulazione nei confronti del mondo della progettazione
re in anticipo le attrezzature, il ciclo produttivo ed eseguire
dei componenti.
in anteprima il controllo qualità sul prodotto. fino ad arrivare all’eventuale trattamento termico e lavorazione meccani-
SEMPLICITÀ D’USO E LINGUA ITALIANA.
ca finale fornendo informazioni relative a qualità, proprietà
I nuovi software hanno ricevuto un ulteriore snellimento
meccaniche e strutturali del prodotto.
grazie ad un’interfaccia grafica che guida l’utente nell’impostazione ed analisi. DEFORM simula la forgia, la laminazione,
DIFETTI METALLURGICI.
lo stampaggio ed il trattamento termico in lingua italiana.
La simulazione soddisfa la necessità di prevedere con accuratezza le difettosità tipiche dei processi di metallurgia per
È una questione di tempo. Permettono di dilatarlo o di com-
poter intervenire e correggere i difetti prima della produzio-
primerlo i software di simulazione di colata, forgiatura, la-
ne: porosità da ritiro, porosità da gas, inclusioni, ripieghe,
minazione, trattamento termico e lavorazioni meccaniche:
cricche, rotture, usura e tutte le altre difettosità tipiche della
lingotti di tonnellate che richiedono giorni, per fare solo un
metallurgia.
esempio, possono essere ridotti e valutati in pochi minuti; viceversa, passaggi di pochi millesimi diventano analizzabili
DIMENSIONALE, FORMA E RITIRO.
in centinaia di secondi. Ma il fattore temporale oggi è anche
Oggi le aziende hanno compreso che l’integrazione tra i
la chiave del processo di diffusione di questi programmi di
software di simulazione ProCAST e DEFORM con GOM
virtualizzazione del ciclo produttivo.
Inspect introduce nel ciclo di progettazione e industrializ-
Nel superammortamento rientra appieno la spesa per
zazione la verifica dimensionale dando la possibilità di in-
software, sistemi, piattaforme e applicazione per la «rico-
tercettare e risolvere il problema ancora prima di andare in
struzione virtuale di contesti reali», che «simulando vir-
produzione.
tualmente il nuovo ambiente e caricando le informazioni sui sistemi cyberfisici al termine di tutte le verifiche, consento-
ATTREZZATURE.
no di evitare ore di test e di fermi macchina lungo le linee
I software di simulazione di colata e di stampaggio prevedo-
produttive reali».
no l’usura e la durata stampo. La manutenzione predittiva è possibile anche grazie alla tecnologia FEM. MACCHINE E PRESSE. Colare, laminare e forgiare nel software di simulazione per-
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Experts’ Corner - Scenari
Fig.1 -Il software esegue la prova di colaggio lingotto. Intercettazione di inclusioni e porosità.
Fig.2 - Il software forgia il lingotto. Intercettazione di difetti, forma finale, tonnellaggio macchina e microstruttura.
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Atti e notizie - AIM news
Eventi AIM / AIM events FaReTra (Fair Remote Training) - FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO A DISTANZA Modalità Sincrona Corso FATICA TERMICA: AUMENTARE LA DURATA STAMPO 2a edizione – 20-21-27-28 aprile 2021 Giornata di Studio PERFORMANCE E DEGRADO DEI MATERIALI METALLICI UTILIZZATI IN CAMPO EOLICO: CAPIRE PER PREVENIRE - 24-25 maggio
www.aimnet.it
Giornata di Studio ECONOMIA CIRCOLARE PER LA NUOVA VITA DEI MATERIALI – 4-11 maggio Giornata di Studio DIFETTI NEI GETTI PRESSOCOLATI: POROSITA’ DA GAS – giugno Modalità Asincrona
Per ulteriori informazioni rivolgersi alla Segreteria AIM, e-mail: info@aimnet.it, oppure visitare il sito internet www.aimnet.it
Corso GLI ACCIAI INOSSIDABILI 11a edizione Corso FAILURE ANALYSIS 11a edizione Corso modulare RIVESTIMENTI – III modulo: RIVESTIMENTI PER VIA UMIDA Giornata di Studio INGEGNERIZZAZIONE DELLE SUPERFICI METALLICHE Corso SIDERURGIA IN PILLOLE Corso ACCIAI AD ALTO CARBONIO Corso MICROSCOPIA ELETTRONICA IN PILLOLE Corso TECNOLOGIE ADDITIVE IN PILLOLE CONVEGNI IN MODALITÁ VIRTUALE HTDC - 7th International Conference HIGH TECH DIE CASTING 22-25 giugno 2021 http://www.aimnet.it/htdc.htm XIV GIORNATE NAZIONALI SULLA CORROSIONE E PROTEZIONE 29-30 giugno - 1-2 luglio 2021 http://www.aimnet.it/gncorrosione CONVEGNI ESSC & DUPLEX 2021 - 11th European STAINLESS STEEL Conference Science & Market & 8th European DUPLEX STAINLESS STEEL Conference & Exhibition – Bardolino, 6-8 ottobre 2021 ECCC 2020 - 10th European Conference on Continuous Casting - Bari, 20-22 Ottobre 2021 http://www.aimnet.it/eccc2020/ RAW MATERIALS & RECYCLING - Bergamo, 2-3 dicembre 2021 http://www.aimnet.it/rawmat.htm 27° Convegno Nazionale Trattamenti Termici – 26-27 maggio 2022 http://www.aimnet.it/tt.htm
L’elenco completo delle iniziative è disponibile sul sito: www.aimnet.it (*) In caso non sia possibile svolgere la manifestazione in presenza, la stessa verrà erogata a distanza in modalità webinar
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Sponsorship
proposal Through the years, the HTDC Conference has grown and become a key-event for scientists and researchers from the foundry field of Aluminium, Magnesium and other non-ferrous alloys as well as for experts from the industry. The HTDC Conference is the meeting point for experts involved in the research activities and development of foundry technologies, processes or materials, as well as those employed by the foundry companies of light and non-ferrous alloys, and who are prepared to share some of their current experiences. HTDC Conference will be held completely online as Zoom Webinar, on 22-25 June 2021.
High Tech Die Casting Organised by
Sponsored by
The HTDC Organising Committee has prepared the following sponsorship opportunity designed to increase the visibility and to optimize the return of investment for sponsors participating in the HTDC Conference. Please apply by sending the relative form to AIM, the Conference organizers by email (met@aimnet.it), together with your company logo in eps format.
The requested sponsorship contribution is:
1000 €
(plus 22% VAT if applicable)
Patronised by Information are available on the Conference website
www.aimnet.it/htdc.htm Associazione Italiana di Metallurgia Via F. Turati 8 20121 Milano (MI) . Italy t. +39 02 76021132 met@aimnet.it . www.aimnet.it
Atti e notizie - AIM news
Comitati tecnici / Study groups CT METALLURGIA FISICA E SCIENZA DEI MATERIALI (MFM) (riunione telematica del 27 gennaio 2021)
Notizie dal Comitato •
Una ricercatrice universitaria viene proposta come membro del comitato, che all’unanimità approva la scelta: dalla prossima riunione sarà membro effettivo.
Consuntivo di attività svolte •
II coordinatori Varone e Montanari relazionano sull’esito della GdS “Ingegnerizzazione delle superfici” tenutasi il 17 febbraio 2021 in modalità webinar. Gli organizzatori manifestano soddisfazione sia per gli oltre 50 iscritti che per l’interesse dimostrato dai partecipanti. È stata positivamente riscontrata una buona interazione dei partecipanti con i relatori.
Manifestazioni in corso di organizzazione •
I coordinatori Castellero, Casati e Vedani hanno completato il programma per la manifestazione “Materiali metallici funzionali per l’industria, l’energia e la mobilità” che si terrà il 6 e 7 luglio 2021. L’evento si svolgerà, se possibile, in presenza presso il Politecnico di Milano – sede di Bovisa – con possibilità di partecipare via webinar.
Iniziative future •
Si discute della nuova edizione del corso “Additive Metallurgy” e del possibile programma per differenziarlo da analoghe iniziative in AIM, tenendo conto anche che i CT “Metallurgia delle Polveri e Tecnologie Additive” e “Controllo e Caratterizzazione dei prodotti” stanno organizzando un corso sulle tecniche di caratterizzazione dei materiali
•
A proposito della possibile ripetizione del corso di “Microscopia elettronica in scansione - SEM”, si sottolineano le difficoltà di una fruizione a distanza in quanto le esercitazioni sul campo costituiscono un significativo valore aggiunto rispetto alle sole lezioni teoriche. Per questo motivo si ipotizza uno spostamento all’inizio del 2022.
•
A differenza del precedente, il corso di base “Solidificazione” si potrebbe effettuare anche a distanza, per quanto i coordinatori Montanari e Angella preferiscano svolgerlo in presenza. La data viene provvisoriamente ipotizzata per dicembre 2021/inizio 2022.
•
Il CT discute di diverse altre tematiche (idrogeno, biomateriali, mobilità elettrica e materiali magnetici) che saranno riprese e approfondite nelle prossime riunioni.
CT METALLI E TECNOLOGIE APPLICATIVE (MTA) (riunione telematica del 23 marzo 2021)
Manifestazioni in corso di organizzazione •
Loconsolo, coordinatore della GdS “Trattamenti per la rimozione del piombo per il riciclo degli ottoni”, segnala che molti relatori hanno espresso il desiderio di rimandare la manifestazione per capire quando e se sarà possibile proporre l’incontro in presenza.
Iniziative future •
Per la GdS “Utilizzo leghe di nichel in saldatura” Bassani e Debernardi cercheranno di capire come procedere al meglio.
•
A proposito della GdS sulla sostenibilità ambientale nel campo delle costruzioni civili, il presidente Loconsolo e il coordinatore Stella si coordineranno nei prossimi giorni per definire le principali tematiche da trattare (LCA Life Cycle Assessment, materiali e tecniche di progettazione e costruzioni, riciclo dei materiali ecc.)
•
La manifestazione sui metalli nel settore automotive è in fase di progettazione: il presidente Loconsolo invita a preparare una bozza di programma con qualche idea da sviluppare nelle future riunioni. Non si esclude di collaborare ad una iniziativa comune con il CT Metalli Leggeri che sta organizzando una GdS incentrata sull’alluminio nell’automotive.
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Atti e notizie - AIM news
Progetto sicurezza in azione a cura di: Riva Acciaio
Introduzione a cura di Dr. Ettore Bordon - Presidente del CT Ambiente e Sicurezza AIM Mentre analizzavo questo progetto continuavo a chieder-
tidiana aziendale in termini non solo di integrità fisica dei
mi: “è pensabile-realizzabile un processo di misurazione
lavoratori e di ripercussioni penali, responsabilità sociale
della consapevolezza?”
ed amministrativa, ma anche di continuità produttiva.
Beh, con il premio che andiamo oggi ad attribuire dico
Attraverso la chiara mappatura di concetti quali coinvol-
di sì.
gimento, conoscenza, competenza, consapevolezza, e
Come i colleghi di Riva sono anch’io profondamente
attraverso la “costruzione di un sistema” e una “comu-
persuaso dell’equazione per la quale tanto più elevato
nicazione positiva” (cito i nostri colleghi di Riva) , oggi
è il livello di coinvolgimento generale a partire dal ma-
premiamo un processo circolare e resiliente della SSL,
nagement, per abbracciare tutti i ruoli dell’organizzazio-
fedele alla normativa di settore, ma che si impone espli-
ne, tanto maggiore è la probabilità di successo duraturo
citamente di veicolare una “cultura della sicurezza” che
dell’impresa in essere, come presidio delle tematiche
raggiunge l’acme con la piena consapevolezza di tutti gli
afferenti la ssl, con significative ricadute sull’attività quo-
attori aziendali.
Il progetto SICUREZZA IN AZIONE (settembre 2018 – di-
I punti cardine del programma sono stati:
cembre 2019) che ha coinvolto i 160 lavoratori dello stabi-
•
Coinvolgimento del management;
limento Riva Acciaio di Cerveno, ha vinto il Premio Sicu-
•
Coinvolgimento dei lavoratori nell’analisi e nelle
rezza indetto da AIM – Associazione Italiana di Metallurgia.
decisioni; •
Costruzione di un sistema di feedback e supervi
Obiettivo quantitativo del programma era la riduzione de-
sione dei comportamenti;
gli indicatori riferiti agli infortuni unitamente a un aumen-
•
Comunicazione positiva della sicurezza (upword
to del numero di proposte di miglioramento nell’ambito
safety communication)
dei Comitati di Sicurezza, organismi interni all’azienda ai quali prendono parte lavoratori, RLS, RSPP, dirigenti e
Ad una fase di raccolta dati e stesura check list in riferi-
preposti.
mento ad ogni reparto, ne è seguita una di osservazione e analisi di gruppo di quanto emerso. Il “Metodo dei
Da un punto di vista qualitativo si è voluto agire sulla cul-
5 perché” è stato applicato ai comportamenti insicuri più
tura della salute e della sicurezza in azienda migliorando la
ricorrenti al fine di individuare alcune possibili strategie
consapevolezza di tutti i lavoratori in tal senso.
migliorative per la riduzione dei rischi. Un aspetto fondamentale e innovativo ha riguardato l’impostazione di
Un piano innovativo e sfidante per una realtà siderurgica:
un piano di miglioramento a livello aziendale in merito ad
sono state coinvolte tutte le figure presenti in stabilimen-
aspetti tecnici/ambientali/psicosociali legati alla comu-
to dando vita ad iniziative e gruppi volti al confronto e alla
nicazione circa la sicurezza. L’intero percorso ha portato
proposta di idee e soluzioni sui temi salute e sicurezza.
alla revisione partecipata delle istruzioni operative.
Fondamentale si è rivelato il coordinamento del progetto
Gli obiettivi quantitativi e qualitativi son stati raggiunti con
da parte del Dott. Scerri, collaboratore del Centro Studi e
successo; l’attenzione è ora rivolta al loro mantenimento
Ricerche in Psicologia della Comunicazione dell’Univer-
e ulteriore sviluppo.
sità Cattolica di Milano.
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Atti e notizie - AIM news
Normativa / Standards Norme pubblicate e progetti in inchiesta (aggiornamento 30 marzo 2021) Norme UNSIDER pubblicate da UNI nel mese di marzo 2021
flange designate mediante PN - Guarnizioni a spirale per utilizzo con flange di acciaio
e
loro
giunzioni
Materiali da utilizzare nella produzione di
ISO 19901-10:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale petrolio e gas in ambienti contenenti H2S
Petroleum
and
natural
gas
industries
- Parte 1: Principi generali per la scelta di
— Specific requirements for offshore
materiali resistenti al "cracking"
structures — Part 10: Marine geophysical investigations
mese di marzo 2021
Flange e loro giunzioni - Guarnizioni per
Flange
offshore units — Part 3: Floating units
Norme UNSIDER ritirate da UNI nel
UNI EN 1514-2:2021
UNI EN 14772:2021
UNI EN ISO 15156-1:2021
UNI EN 1514-2:2014
Flange e loro giunzioni - Guarnizioni per flange designate mediante PN - Guarnizioni a spirale per utilizzo con flange di acciaio
-
Controllo
dell'assicurazione qualità e prove delle guarnizioni in accordo con le norme della serie EN 1514 e EN 12560 UNI EN ISO 35104:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale Operazioni artiche - Gestione del ghiaccio UNI EN ISO 27509:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale Connessioni compatte flangiate con anello di tenuta di tipo IX UNI EN ISO 19902:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale Strutture di acciaio fisse in mare UNI EN ISO 15156-3:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale - Materiali da utilizzare nella produzione di petrolio e gas in ambienti contenenti H2S - Parte 3: CRA (leghe resistenti alla corrosione) resistenti al "cracking" e altre leghe UNI EN ISO 15156-2:2021
Industrie del petrolio e del gas naturale Materiali da utilizzare nella produzione di petrolio e gas in ambienti contenenti H2S - Parte 2: Acciai non legati e debolmente legati resistenti al "cracking" e utilizzo dei getti di ghisa
La Metallurgia Italiana - Aprile 2021
UNI EN 14772:2005 Flange
e
loro
giunzioni
-
Controllo
Progetti UNSIDER in inchiesta prEN e ISO/DIS – marzo 2021 prEN – progetti di norma europei prEN 10202
dell'assicurazione della qualità e prove
Cold reduced tinmill products - Electrolytic
delle guarnizioni in accordo con le norme
tinplate
della serie EN 1514 e EN 12560
chromium oxide coated steel
Norme UNSIDER pubblicate da CEN
prEN 10169
e ISO nel mese di marzo 2021 EN ISO 15663:2021 Petroleum,
and
electrolytic
chromium/
Continuously organic coated (coil coated) steel flat products - Technical delivery conditions
petrochemical
and
natural
gas industries - Life cycle costing (ISO 15663:2021)
ISO/DIS
–
internazionali
EN 13480-3:2017/A1:2021
ISO/DIS 23296
and calculation
controlled
Metallic industrial piping - Part 3: Design
progetti
di
norma
Metallic materials – Fatigue testing – Force thermo-mechanical
fatigue
testing method EN ISO 12004-2:2021
Metallic materials - Determination of forming-limit curves for sheet and strip
ISO/DIS 8840
Refractory materials — Determination of
- Part 2: Determination of forming-limit
bulk density of granular materials (grain
curves in the laboratory (ISO 12004-2:2021)
density)
ISO 21857:2021
ISO/DIS 4298
Petroleum,
petrochemical
and
natural
Manganese ores and concentrates —
gas industries — Prevention of corrosion
Determination of manganese content —
on pipeline systems influenced by stray
Potentiometric method
currents ISO 19905-3:2021 Petroleum
and
ISO/DIS 1352
Metallic materials — Torque-controlled natural
gas
industries
fatigue testing
— Site-specific assessment of mobile
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Atti e notizie - AIM news
Progetti UNSIDER al voto FprEN e ISO/FDIS – aprile 2021 FprEN – progetti di norma europei FprEN ISO 10113 Metallic materials - Sheet and strip Determination of plastic strain ratio (ISO/ FDIS 10113:2019)
ISO/FDIS
–
internazionali
progetti
di
norma
ISO/FDIS 22407 Metallic materials — Fatigue testing — Axial plane bending method ISO/FDIS 20257-2 Installation and equipment for liquefied natural gas - Design of floating LNG installations — Part 2: Specific FSRU issues
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