La Metallurgia Italiana, numero 7/8 - luglio/agosto 2020 by aimnet3

Metallurgia Italiana

International Journal of the Italian Association for Metallurgy

n. 7/8 luglio-agosto 2020 Organo ufficiale dellâ&#x20AC;&#x2122;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

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Editoriale / Editorial Avanti, nonostante tutto

a cura di M.Grillo................................................................................................................................ pag.04

Memorie scientifiche / Scientific papers Leghe leggere / Light alloys

AlSi10Mg alloy produced by Selective Laser Melting: relationships between Vickers microhardness, Rockwell hardness and mechanical properties

E. Cerri, E. Ghio.................................................................................................................................. pag.06

n. 7/8 luglio-agosto 2020

Anno 112 - ISSN 0026-0843

Multi Response Optimization of Friction Stir Welding Process Parameters on Dissimilar Magnesium Alloys AZ 31 and ZM 21 using Taguchi-Based Grey Relation Analysis

S.Prasath, S.Vijayan, D. Elil Raja........................................................................................................ pag.19

Tornitura criogenica della lega Ti6Al4V

R. Sola, P. Veronesi ........................................................................................................................... pag.29

A study of intermetallic phase stability in Al-Si-Mg casting alloy: the role of Cu additions

E. Cerri, M.T. Di Giovanni, E. Ghio...................................................................................................... pag.38

indice

Scenari / Experts' Corner Come si è arrivati alla sinterotempra (parte 2)

G. Bocchini........................................................................................................................................ pag.50

Atti e notizie / AIM news Ricordo del Prof. Sergio Gallo

a cura di F. Bonollo - Professore ordinario di metallurgia, Università di Padova............................ pag.67

Leghe leggere per componenti...sempre più leggeri

Sergio Gallo, Presidente Onorario Teksid Aluminum............................................................... pag.67

Eventi AIM / AIM events ........................................................................................ pag.71 Verbale della Settantasettesima Assemblea Ordinaria dei Soci AIM ..... pag.72 Relazione del Consiglio Direttivo Anno: 2019..................................................pag.73 Relazione del Tesoriere sul rendiconto dell'Esercizio 2019........................pag.75 Bilancio Culturale 2019 / Cultural Balance 2019.............................................. pag.80 Relazione del Collegio dei Revisori sul Bilancio al 31 dicembre 2019..... pag.85 Bilancio Consuntivo anno 2019............................................................................ pag.87 Comitati tecnici / Study groups........................................................................... pag.89 METEF giunge alla sua 12° edizione................................................................... pag.91 Normativa / Standards ........................................................................................... pag.92

editoriale - editorial

AVANTI, NONOSTANTE TUTTO Cari amici parlare oggi dei contenuti di questo numero della Rivista prescindendo dal mondo che ci circonda è praticamente impossibile. Siamo reduci da un periodo di reclusione forzata e ora, nel linguaggio dei detenuti, siamo in libertà vigilata. Come non ricordare i sacrifici di vite umane e il corag-

Ing. Maurizio Grillo Presidente Comitato Tecnico AIM Metalli Leggeri

“

Un cenno particolare va alle province di Bergamo e Brescia, cuore dell’industria italiana dei metalli leggeri e non solo, particolarmente colpite. Sono certo che il carattere che li contraddistingue darà loro la spinta per uscire da questo periodo nero. Ing. Maurizio Grillo

gio di molti nel voler continuare a lottare per sopravvivere e per tenere in piedi questo nostro Paese con il proprio lavoro e impegno: un cenno particolare va alle province di Bergamo e Brescia, cuore dell’industria italiana dei metalli leggeri e non solo, particolarmente colpite. Sono certo che il carattere che li contraddistingue darà loro la spinta per uscire da questo periodo nero, che speriamo tutti non debba ripetersi. La ridotta libertà di movimento ha portato inevitabilmente i centri di studio a riunirsi in modalità virtuale: pur mancando la presenza fisica, ho notato una maggior partecipazione ai lavori dato il minor impegno temporale delle persone, in particolare quelle più distanti. Anche AIM, in questo difficile contesto, ha attivato iniziative di formazione a distanza (FaReTra) per sopperire alle difficoltà delle manifestazioni in presenza: questa opzione sta incontrando il favore degli utenti dato, permettendo tra l’altro di ridurre molti dei costi connessi alla partecipazione fisica. In questi giorni si guarda con interesse ai promessi finanziamenti europei: speriamo possano contribuire al rilancio produttivo in settori come quello dei trasporti, molto penalizzato in questo periodo di crisi. In questo ambito il ruolo dell’industria metallurgica e della ricerca è ampio e diversificato e saprà sicuramente trovare nuovi spazi. Dopo questo lungo ma doveroso preambolo, vi lascio alla lettura di questo numero della rivista, dedicato ai cosiddetti metalli leggeri (leghe di alluminio, di titanio e di magnesio): un ringraziamento va a tutti gli autori di queste memorie, che contribuiscono con il loro impegno a quella continuità di aggiornamento tecnico-scientifico che è uno degli scopi principali dell’Associazione. Buona lettura

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 4

Scientific papers - Light metals

AlSi10Mg alloy produced by Selective Laser Melting: relationships between Vickers microhardness, Rockwell hardness and mechanical properties E. Cerri, E. Ghio Selective Laser Melted Al10SiMg samples were directly aged at different temperatures and times to establish the best mechanical properties for this alloy. The problem of finding meaningful relationships between hardness and tensile strengths has been addressed for materials produced by additive manufacturing technology.

Relationships between hardness and yield and ultimate tensile strengths have been calculated by combining Hollo-

mon parameters (the strain hardening exponent ‘n’ and the strength coefficient ‘K’) for the Selective Laser Melted Al10SiMg alloy. Firstly, the pre-existing relationships were considered and verified for AlSi10Mg SLMed alloy. Moreover,

the relationship derived from ASTM standards and Hollomon parameters were calculated from the engineering stress

– strain curves. Afterwards, the measured values of Rockwell hardness (HRF) and Vickers hardness (HV) were related to each other by a simple equation according to theory. The results showed the accuracy of this equation with respect to

the theoretical one. Finally, the yield strength, UTS and ultimate strength (σb, in function of strain hardening exponent and natural base e) obtained by different condition of thermal treatments (175 °C, 200 °C and 225 °C for 2h, 4h and 6h) were related to Vickers hardness values.

KEYWORDS: VICKERS HARDNESS, ROCKWELL HARDNESS, SELECTIVE LASER MELTING, ALSI10MG, YIELD STRENGTH, ULTIMATE TENSILE STRENGTH. INTRODUCTION Hardness and microhardness testing are fast and effective methods to determine the mechanical properties of metallic materials. In fact, they can be used and subsequently combined to have a first evaluation of mechanical properties such as yield and ultimate strength [1], playing an important role in the characterisation of new alloys and production process. In this context, the “quasi-non-destructive” test as reported by J.T. Busby et al. [1] has to be considered too. At present, Additive Manufacturing (AM) (as Selective Laser Melting (SLM)) is one of the prevalent technologies for me-

Emanuela Cerri, Emanuele Ghio

D.I.A. University of Parma, Via G. Usberti 181/A, Parma, Italy emanuela.cerri@unipr.it; emanuele.ghio@unipr.it

tallic component production, but mechanical properties of those parts should be optimized [2-4] during post-process heat treatments. As the research of new thermal treatments to optimise mechanical properties requires a large quantity of material, the use of suitable correlations and equations starting from hardness measurements could solve the pro-

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 5

Memorie scientifiche - Leghe leggere blem of optimization. In fact, the microstructure of SLMed

med only for the traditional as-cast state are the objectives

components is thermodynamically unstable depending on

of this study [8]. As reported by H. Chen et al. [9], the con-

temperature. Therefore, there is a great variation of yield

version equations for hardness depend on yield strength

strength, ultimate strength and elongation as function of

(σy), Young’s modulus (E), hardening exponent (n), strain

treatment temperature and time duration [2, 5-7].

coefficient (K) and different coefficients related to hard-

Within this framework, the proposal of a new simple corre-

ness test as indenter geometry (φ1, φ2, φ3 and φ4) and load

lation between Vickers microhardness and Rockwell hard-

(Ft and F0). Eq. (1) reports the correlation between Vickers

ness, and the verification of pre-existing equations confir-

microhardness and Rockwell hardness as studied by [9]:

where m is the loading exponent, α1, α2, α3, α4 are constants

of ball Rockwell indenter, γ1 and γ2 are coefficients reported

as reported by [9] and shown in Table 1, DR is the diameter

in Eq. (3).

Table 1 also reports the angle Ө of the Vickers indenter, the

duced by Rockwell hardness test.

known constants η, S and k, the load and pre-load force inTab.1 - Parameters used in the Eq. (1) for hardness conversion [9]. Vickers microhardness

Rockwell hardness (HRF)

α1

32.45

α1

8.142

α2

1.104

α3

0.05753

α3

0.1578

α4

0.4333

136°

130 (for F scale)

0.102

0.002

Furthermore, the relationship between hardness and ten-

follows [9,10]:

sile strength and the equation of tensile strength (σb) are as

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 6

Scientific papers - Light metals

where e is the Nepero’s number and n and K are the Hollo-

mon parameters as reported by Table 2.

Tab.2 - Mechanical properties of AlSi10Mg dog-bone specimens obtained by tensile test (crosshead velocity: 0.02 mm/sec) Temperature [°C]

E [GPa]

σy [MPa]

UTS [MPa]

K [MPa]

T_as-built

112 ± 3

67 ± 3

215 ± 8

377 ± 14

0.255 ± 0.001

814 ± 1

B_as-built

122 ± 3

75 ± 5

297 ± 10

442 ± 15

0.204 ± 0.001

840 ± 1

T_175_2h

102 ± 2

74 ± 5

229 ± 8

363 ± 12

0.211 ± 0.001

712 ± 1

B_175_2h

122 ± 1

73 ± 5

241 ± 8

373 ± 12

0.201 ± 0.001

709 ± 1

T_175_4h

101 ± 2

73 ± 3

238 ± 6

375 ± 9

0.219 ± 0.001

754 ± 2

B_175_4h

115 ± 4

70 ± 5

252 ± 7

387 ± 11

0.213 ± 0.001

773 ± 2

T_175_6h

100 ± 3

73 ± 5

232 ± 9

370 ± 14

0.219 ± 0.001

748 ± 2

B_175_6h

113 ± 3

73 ± 3

285 ± 8

392 ± 11

0.200 ± 0.001

746 ± 2

T_200_2h

103 ± 3

72 ± 5

197 ± 5

327 ± 9

0.218 ± 0.001

741 ± 1

B_200_2h

110 ± 3

73 ± 5

238 ± 8

360 ± 13

0.193 ± 0.001

671 ± 1

T_200_4h

101 ± 3

71 ± 2

216 ± 6

351 ± 10

0.236 ± 0.001

749 ± 2

B_200_4h

109 ± 3

80 ± 5

232 ± 5

372 ± 12

0.228 ± 0.001

784 ± 2

T_200_6h

100 ± 1

75 ± 5

220 ± 5

353 ± 8

0.204 ± 0.001

701 ± 1

B_200_6h

102 ± 2

74 ± 5

235 ± 8

323 ± 8

0.211 ± 0.001

631 ± 1

T_225_2h

107 ± 3

75 ± 4

198 ± 5

323 ± 8

0.209 ± 0.001

631 ± 1

B_225_2h

110 ± 3

73 ± 5

217 ± 6

340 ± 9

0.202 ± 0.001

652 ± 1

T_225_4h

101 ± 3

76 ± 5

192 ± 6

313 ± 9

0.209 ± 0.001

609 ± 1

B_225_4h

105 ± 2

72 ± 5

207 ± 7

323 ± 11

0.194 ± 0.001

601 ± 1

T_225_6h

98 ± 3

75 ± 5

184 ± 6

300 ± 9

0.198 ± 0.001

562 ± 1

B_225_6h

102 ± 2

73 ± 4

199 ± 6

313 ± 9

0.196 ± 0.001

589 ± 1

A very simple relationship is reported by J.T. Busby et al. [1]

R. Cahoon [12] report other relationship between Vickers

where the yield strength linearly depends on HV microhar-

hardness and tensile strength, as follows:

dness (σy=3.55 HV). On the other hand, D. Tabor [11] and J.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 7

Memorie scientifiche - Leghe leggere

8) where HV is the Vickers hardness, C is a value between 2.9

mentioned properties.

and 3 as suggested by D. Tabor, n is the strain hardening and can be changed in Meyer’s exponent as reported by

MATERIAL AND METHODS

[11,12]. J.R. Cahoon [12] suggested the range from 2.9 to

Bulk specimens of AlSi10Mg aluminium alloy were produ-

3.1 for the constant C. Finally, it is necessary to emphasize

ced by SLM from spherical gas-atomized powder with no-

that the units of UTS and σy can be converted from kgf/mm

minal composition shown in Table 3. SLM processing was

to MPa.

carried out on a platform heated at 150°C using an SLM500

In this context, it is possible to observe that several studies

device (SLM Solutions) equipped with an Yb-YAG laser.

and correlations are focused on steels such as AISI 304 [13],

The parameters used for preparing the samples are as fol-

AISI 1020, AISI 316L [14] and on aluminium alloys like AA

lows: scanning speed 1550 mm/s, power 350 W, layer thi-

6063-T5 and AA 1350 [14]. At present, no results are repor-

ckness 50 µm, hatch spacing 17 µm. High purity argon gas

ted for AlSi10Mg produced by SLM. Therefore, this study

was used during SLM processing in order to avoid oxygen

aims to calculate and verify the correlations between the

contamination.

Tab.3 - Chemical composition of AlSi10Mg. Al [%]

Si [%]

Fe [%]

Mg [%]

Cu [%]

Mn [%]

Zn [%]

Ti [%]

Pb [%]

Sn [%]

Bal.

9.60

0.10

0.38

< 0.05

< 0.01

<0 .01

< 0.01

Solid geometries of 25 merged cylindrical bars with total

ples have been related to their tensile properties (engine-

length of 100 mm, total height of 300 mm and diameter of

ering stress strain curves).

10 mm were built. At the same time, bars with a 10x10 mm2

Rockwell hardness was measured, in according to UNI EN

area section were built in the same job with the same final

ISO 6508, with 10 kgf of pre-load and 60 kgf of load and ball

height. Afterwards, tensile samples were cut and machi-

indenter DR of 1.588 mm diameter (HRF). HRF was evalua-

ned according to ASTM E804 from the solid geometries.

ted on samples (nominated BS in this paper) cut from the

Specimens were heat treated at 175°, 200° and 225°C for

bar.

2, 4 and 6h in an electric muffle-furnace. The same condi-

Mathematical correlations were calculated by OriginPro

tions were used for samples obtained by the billet.

9.0 and the results compared to Eqs. (1) and (2).

Tensile tests were performed at room temperature using

The analysis of engineering stress – strain curves obtained

a MTS810 machine in according to ASTM E8 standard, at

from tensile samples determined the calculation of Hollo-

a strain rate of 0,008 s-1 on as-built and heat treated speci-

mon’s parameters. In this case, the correlations have been

mens.

evaluated according to Eqs. (4), (5), (6) and (13).

Vickers microhardness (HV) was measured with a load of 500 g and a dwell time of 15s according to UNI EN ISO

RESULTS AND DISCUSSION

6507. The average HV values measured on dog bone sam-

Relationship between HV and HRF

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

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Scientific papers - Light metals In this section, Vickers microhardness HV values and

Fig. 1. Fig. 1 shows the trends that correlate HV microhar-

Rockwell HRF values are considered to determine the re-

dness to HRF hardness according to Eq. (1). In details, the-

lationship between these two different hardness scales. All

se plots were drawn considering data results from tensi-

results obtained by hardness tests, performed on as-built

le tests (Table 2), the Eq. (2), the parameters reported in

‘BS’ and on thermal treated ‘BS’ samples, are reported in

Table 1 and the HRF values between 60 and 105. It is pos-

Fig.1 - Curves obtained by Eq. (1) and parameters reported in Table 2. sible to observe that the upper and lower curves of Fig. 1

the most significant decrease in hardness compared to the

belong to the B_as-built state and T_225_6h, respectively.

other heat treatments reported in Table 2.

They create a domain for the included area where all the

It should be noted that the Hollomon’s parameters (Table

other heat treatment conditions are placed in. This region

2), obtained plotting the true stress – strain curves in a

will be fundamental for comparison with test results. The

Log-Log diagram as reported by [11, 16-18], are also con-

aging at 225 °C for 6h is the thermal treatment that induces

firmed by I. Rosenthal et al. [3] working at the same heat

Fig.2 - Fig. 2 - OM images of (a) as-cast AlSi10Mg [3], (b) as-built AlSi10Mg SLMed (200x) and (c) as-built AlSi10Mg SLMed (500x). Red and yellow arrows mark Al matrix and Si eutectic, green arrows mark porosity. treatment conditions and by [4,19]. As reported by P.A.

ilt case for AlSi10Mg alloy or heat treated with non-con-

Rometsch et al. [20], the strain hardening values of he-

ventional treatments. In fact, as reported in Fig. 2a, [3] the

at-treated aluminium casting alloys are much lower than

size and morphology of microstructure and Si particles are

those given in Table 2. This variation is attributable to the

greater than those reported in Fig. 2b. As widely discussed

different microstructure between as-cast case and as-bu-

in literature, the particular shapes and distribution of Si eu-

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pagina 9

Memorie scientifiche - Leghe leggere tectic and precipitates induce high mechanical properties

elongation. If there was a premature fracture, this would

and consequently high Hollomon’s

be due to the presence of defects within the microstructu-

parameters in the as-built cases and in non-conventional

re [21]. Finally, in Fig. 3 the true stress – strain curves and

thermal treatment cases [2-7].

the trends of Hollomon’s law (σ=Kεn,[9]) are illustrated. All

In general, the range of strain hardening exponent values

trends are comparable to those reported by [9].

suggests that the material could show a large uniform

Fig.3 - True stress - strain curves and Hollomon's law for different heat treatment conditions: (a) as-built, (b) and (c) 2h at 175, 200 and 225 °C, (d) and (e) 4h at 175, 200 and 225 °C, (f) and (g) 6h at 175, 200 and 225 °C. La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 10

Scientific papers - Light metals Fig. 4 shows all the results obtained by hardness tests per-

same Figure, the linear fit (green) and the polynomial fit

formed on as-built and on aged samples. Moreover, in the

(orange) are calculated in Eqs. (9) and (10) respectively:

HV500=1.7596 HRF-48.9727

10)

The coefficients of determination (R2) are 0.945 and 0.963

better approximation than the Eq. (9). In other words, the

for Eq. (9) and Eq. (10), respectively.

polynomial function (orange line) has a greater range of

In Fig. 5, the overlap of Fig. 4 and the domain of existen-

existence contained within the domain (Fig. 1) than the

ce previously mentioned (upper and lower curve in Fig.

linear function (green function). Furthermore, both solu-

1) are reported. It is possible to observe that comparing

tions have an intrinsic dependence on tensile properties

the linear and polynomial fit to domain derived from Eq.

as yield strength and Youngâ&#x20AC;&#x2122;s modulo due to their good

(1), the Eq. (10) correlates the two hardness scales with a

approximation to Eq. (1).

Fig.4 - Vickers microhardness and Rockwell hardness values of as-built BS and thermal treated BS.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 11

Memorie scientifiche - Leghe leggere In the same scenario, the equations described above make

it possible to simplify the problem of

Fig.5 - Overlap between the min and max curve obtained by Eq. (1) (red and blu curves) and the correlation reported by Eqs. (9) and (10).

correlation between hardness scales. In other words, HV

on the strain hardening (n) and on various multiplication

nomial fit equation without the necessary determination of

other simpler equations where hardness and tensile stren-

microhardness and HRF hardness can be related by a poly-

mechanical properties of considered samples. This is also

confirmed by the fact that R has an excellent value for Eq.

coefficients [9-12]; furthermore, it would be possible to list gths have a direct proportionality [1,18].

(10).

Figs. 6 and 7 report the average value distributions obtained

Relationships between strength and hardness

represent the linear fit between UTS and HV and between

In this section, the focal point is the correlation of yield stren-

gth to HV and the dependence of UTS on HV (Figs. 6 and 7, respectively). Many correlations found in literature depend

Fig.6 - Linear fit between HV microhardness and UTS values reported in Table 2.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

by microhardness and tensile tests. In addition, the red lines yield strength and HV as expressed in Eq. (11) and Eq. (12) respectively.

Fig.7 - Linear fit between HV microhardness and Ď&#x192;y values reported in Table 2.

pagina 12

Scientific papers - Light metals

UTS=3.20 HV500+8.58

11)

σy=2.54 HV500-49.62

12)

So, looking at the Eq. (4) and comparing it to Eq. (11) subse-

quently, it is necessary to consider Eqs. (3) and (5) and the parameters reported in Tables 1 and 2. At this point it is pos-

sible to determine HV as function of σb [9, 10] as predicted

in Eq. (3). As reported by Li et al. [10], the σb is the maximum

strength obtained in the engineering stress – strain curve. In other words, this strength is comparable to the UTS.

Tab.4 - Results of HV and tensile strength obtained by Eq. (4) and Eq. (5) and real values. Temperature [°C]

HV, [9]

Error [%]

σb [MPa], [10]

UTS [MPa]

Error [%]

T_as-built

118

112 ± 3

445

377 ± 14

B_as-built

146

122 ± 3

495

442 ± 15

T_175_2h

121

102 ± 2

415

363 ± 12

B_175_2h

125

122 ± 1

420

373 ± 12

T_175_4h

124

101 ± 2

434

375 ± 9

B_175_4h

130

115 ± 4

449

387 ± 11

T_175_6h

124

100 ± 3

431

370 ± 14

B_175_6h

132

113 ± 3

442

392 ± 11

T_200_2h

123

103 ± 3

428

327 ± 9

B_200_2h

122

110 ± 3

403

360 ± 13

T_200_4h

116

101 ± 3

421

351 ± 6

B_200_4h

130

109 ± 3

445

372 ± 8

T_200_6h

121

100 ± 1

368

353 ± 8

B_200_6h

109

102 ± 2

417

323 ± 8

T_225_2h

113

107 ± 3

369

323 ± 8

B_225_2h

106

110 ± 3

386

340 ± 9

T_225_4h

105

101 ± 3

356

313 ± 9

B_225_4h

101

105 ± 2

361

323 ± 11

T_225_6h

105

98 ± 3

335

300 ± 9

B_225_6h

106

102 ± 2

332

313 ± 9

With these premises, Table 4 shows HV and σb values cal-

19% and an underestimation of 4% are obtained compa-

ports the percentage errors calculated by comparing the-

parable to those reported by J.Y. Kim et al. [22] and they

culated through Eqs. (3), (4) and (5) respectively; it also re-

se values to HV and UTS as measured by microhardness

and tensile tests. In the case of HV, an overestimation of

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

ring the values with HV, [9]. These error values are comdepend on all strength values, σb, calculated by Eq. (5). In fact, as reported in Table 4, the lower error of 10% confir-

pagina 13

Memorie scientifiche - Leghe leggere ms the high overestimation of single HV hardness values

be attributed to the percentage errors related to σb once

(Fig. 8). As reported, it is useful remember that HV repor-

again.

HV and UTS reported in the same Table, and for the fact

correlation between HV and UTS, it is opportune to start

ted in Eq. (4) depends on σb. By considering the values of

that σb is the UTS [10], it is possible to compare the linear fit (red line, Eq. (11)) of these values with the maximum and

minimum of Eq. (4) in Fig. 8. These curves, cyan and blue

respectively, are calculated as expressed above and with

the same method used in Fig. 1. So, as already assessed

in Table 4 and shown in Fig. 8, the max and min curve are shifted upwards compared to linear fit (Eq. (11)). This can

As the aim of this paper is the determination of a simple from the omission of σb. In fact, the use of UTS in the Eq.

(6) and Eq. (8) leads to account for a lower overestimation of HV values than the use of the Eq. (4). In fact, this value

decrease from 12% to 9%. Fig. 9 shows the trends of Ta-

bor and Cahoon equations compared to linear fit (Eq. (11)) shown in Fig. 6. It is possible to observe that the slopes are fully comparable (3.55 for Eq. (6)

Fig.8 - Correlation between Tabor (Eq. (6)) and Cahoon

Fig.9 - Results obtained by Eq. (2) (cyan line for the max and blue

equation (Eq. (8)) and the linear fit reported in Fig. 6.

line for the min) and by linear interpolation reported in Fig. 6.

and 3.45 for Eq. (6)), but using the Cahoon equation rather

suggested range value of C is from 2.9 to 3.1.

tion of Eq. (11). For the reasons expressed and remembe-

and yield strength, the considered equations are reported in

than the Tabor one it is possible to get a better approximaring the Tabor equation, the factor C calculated for AlSi10Mg SLMed is exactly 2.99. As reported by J. R. Cahoon [12], the

As regards the correlation between Vickers microhardness Fig. 10. All reported values of HV and σy are related through

the following linear fit:

σy=2.54 HV500−49.62

The standard error associated to the slope is 0.860. In this case, the best fit for aluminium alloys is represented by the

12)

Petty equation [17]:

σy=0.148 HV−1.59

13)

It should be noted that the unit of measure of yield strength

(12). In addition, the similar trend between this last equation

tiplying for 15.4448. By applying this conversion factor, the

change the existing relationship between HV and the yield

is in ton/in2, so the conversion in MPa must be done mul-

slope of Petty equation is close to the slope reported in Eq.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

and Eq. (13) leads to suppose that the SLM process does not strength.

pagina 14

Scientific papers - Light metals

Fig.10 - Correlation between microhardness and yield strength derived by Cahoon (Eq. (7)) and Petty equation (Eq. (13)) and linear fit reported in Fig. 7.

On the contrary, Eq. (7) underestimates the yield strength.

formed by J.S. Keist et al. [23]. The value of ξ was estimated

So, the Eq. (14) introduces the coefficient ξ to better ap-

to be 0.891, average value of all cases reported in Table 2.

proximate the Cahoon equation to this study, as also per-

14)

Finally, as reported by S.C. Krishna et al. [18], it is possible

It should be noted the proportionality coefficient can be

to compare the linear fit with the ratio between UTS and

compared if the linear interpolations have the coordinate

yield strength: i) Low ratio (U-y < 1.20), ii) Medium ratio

zero as intercept. From this premise, the points reported

(1.20 < U-y < 1.52) and iii) High ratio (U-y > 1.52). In the pre-

in Figs. 5 and 6 are correlated with Eqs. (15) and (16) shown

sent study, the average of all calculated ratios is 1.57. The

in Table 5; equations calculated with the same metod used

results reported in Table 5 show similar proportionality

for Eqs. (11), (12).

coefficient between present results and their correlations. Tab.5 - Equations (15) and (16) obtained by linear fit and reported by [20]. Data type

High U-y ratio

Equations

UTS=3.865 HV

0.845

σy=1.97 HV

0.665

UTS=3.328 HV

0.995

σy=2.155 HV

0.987

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

Valid range (HV)

Reference

50 – 142

S.C. Krishna et al. [20]

95 – 125

Eq. (15) Eq. (16)

pagina 15

Memorie scientifiche - Leghe leggere CONCLUSIONS

ness tests are intrinsically expressed. •

A linear relationship between Vickers microhardness

In the present paper, the relationships between HV and

and tensile properties can be applied with good ap-

HRF hardness and HV and tensile strengths have been stu-

proximation. The minimum overestimation of UTS

died for AlSi10Mg alloy processed by SLM. Correlations

values is obtained by Cahoon equation. For yield

were found for samples in the as built conditions and after

strength, the best approximation is obtained by Petty

aging treatments. The main conclusions can be summari-

equation.

sed as follows: •

•

The relationship between Vickers microhardness (HV) and Rockwell hardness (HRF) can be approximated by

For this alloy the factor C considered in Tabor equation was calculated; the value obtained is 2.99.

•

The ranges suggest for strain hardening n is from 0.19

a second order equation. The dependence on mecha-

to 0.25 and for strength coefficient K is from 589 to 890

nical properties and on geometry parameters of hard-

MPa for the case reported in this paper.

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La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 17

Memorie scientifiche - Leghe leggere

Multi Response Optimization of Friction Stir Welding Process Parameters on Dissimilar Magnesium Alloys AZ 31 and ZM 21 using Taguchi-Based Grey Relation Analysis S.Prasath, S.Vijayan, D. Elil Raja This article presents the optimization of process parameters in Friction Stir Welding of Dissimilar Magnesium Alloys AZ 31 and ZM 21 with multiple responses based on Taguchi orthogonal array with grey relational analysis. The responses considered are tensile strength of the joint and weight loss in the salt fog corrosion test. The process parameters considered for optimization are the Rotational speed of the tool, Tool pin profile and axial load. The aim of this study is to find the best process parameters to maximize tensile strength while minimizing the aspect weight loss in the salt fog corrosion test. Based on the grey relational grade and ANOVA, optimum parameters have been identified and validated by the confirmation run. It has been concluded that tool pin profile and rotational speed are the dominant parameters while the axial load considered did not have significant effect on the responses.

KEYWORDS: GREY RELATION ANALYSIS; L16 ORTHOGONAL ARRAY; MULTI RESPONSE OPTIMIZATION, MAGNESIUM ALLOYS AZ 31 AND ZM 21, FSW AND SALT FOG CORROSION

INTRODUCTION

The thirst of new high specific strength structural materials is highly needed to solve and improve the fuel efficiency problems that faced by the transportation industries (Au-

tomotive or air space). A material which withstands load as well as it should be less in weight is required in the current

scenario. Magnesium alloys are emerging as important engineering materials, especially in aerospace and automo-

bile sectors, because of their low density (1.73 to 1.85 g/ cc), high strength-to-weight ratio, high damping capacity

and recyclability. Though the Magnesium alloy captures its attention in automotive industries, it has its own inherent

properties of poor corrosion and wear properties have limited their use in industries.

S.Prasath

Associate Professor, Mohamed Sathak A.J. College of Engineering, Chennai, Tamilnadu, India

S.Vijayan

Associate Professor, SSN College of Engineering, Chennai, Tamilnadu, India

D.Elil Raja

Associate Professor, St Josephâ&#x20AC;&#x2122;s Institute of Technology, Chennai, Tamilnadu, India

Corresponding author - email: elilraja76@gmail.com

In traditional fusion welding (tungsten inert gas and metal

inert gas) of magnesium alloys results loss in mechanical

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 18

Scientific papers - Light metals properties as compared to its base material significantly

due to the coarsening of the grain especially in the heat affected zone (HAZ) [1,2].The limitations of coarsening of

grains in HAZ region has been overcome by the electron

beam welding and laser welding [3â&#x20AC;&#x201C;7].The Friction Stir Welding is the best among all the welding process as its

overcomes all the problem associated with fusion welding

process like stress induction, pores, excessive spatter, undercutting, burn-though, weld-pool sag, porosity, oxide

inclusions, loss of alloying elements, liquation and solidification cracking. Compared to fusion welding processes the solid state Friction Stir Welding (FSW) process offers many advantages such as no splash, no smoke, and no oxidation, and no shielding gas [8]. The significant process

parameters are rotational speed, tool pin profile, welding

speed and axial load [9].Thus FSW is a suitable process for welding dissimilar magnesium alloys AZ 31 and ZM 21.In

this paper multi response optimization is carried out based

on the Taguchi L9 Orthogonal array with Grey Relational analysis. The responses considered are the tensile stren-

gth of the FSW welded joints and the material weight loses in Salt Fog Corrosion test.

EXPERIMENTAL PROCEDURE

The experimental procedure, chemical composition, me-

chanical properties, fabricated different tool profile of the tool as well as its geometry and the levels of the process

parameter are debilitate discussed in our earlier publica-

tion [10] and the same experimental procedure is followed

for this paper.Taguchi based Grey relation analysis L9 experimental design is used in this investigation for multi response optimization. The ASTM E 8 standard is used for

testing for tensile strength. Three samples of the specimens were tested to avoid the noise level of the respon-

ses. The mean values of tensile strength and the weight loss due to salt fog corrosion test is reported in the table 1.

Tab.1 - L9 Experimental Layout with Mean value of response.

Sl No

Input Parameter

Mean Responses

Tensile Strength (Mpa)

Weight loss (gm)

163.0

0.392

147.0

0.569

136.5

0.531

172.0

0.524

167.0

0.532

136.0

0.527

199.0

0.501

193.5

0.527

163.0

0.573

SALT FOG CORROSION

stallographic orientations and dislocation density are the

The Magnesium alloys is hypersensitive to corrosion in the

main factors which affects the corrosion of an alloy. The

combative environment. The corrosion of magnesium al-

general corrosion, galvanic corrosion, pitting corrosion,

loys is highly depended on the presence of chlorine ion

filiform corrosion, IGC, EFC, stress corrosion cracking

content and pH value of the corrosive solution. The me-

(SCC), corrosion fatigue (CF) etc. are the different modes

tallurgical factor such as the chemical composition of the

of corrosion seen in Magnesium alloys.

alloying elements, grain size, shape and distribution of se-

From the fabricated FSW joints the corrosion specimens

condary phases or intermetallic compound particles, in-

of size 50 mm x 16 mm x5 mm were sliced and polished

clusions, solute-aggregated grain boundaries (GBs), cry-

with different grade of emery paper, cleaned with acetone,

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 19

Memorie scientifiche - Leghe leggere distilled water and dried in warm air [11-13] is shown in fi-

environment for 72 hours and the photograph of the salt

gure 1. The polished specimens were subjected to salt fog

fog corroded sample is shown in the figure 2..Localized

corrosion test of pH value 7, the temperature at 360 C and

corrosion is prone to occur under low pH value or acidic

5% concentration of NaCL and exposed to the corrosive

and neutral solution.

Fig.1 - Dimensions of the salt fog sample.

Fig.2 - Photograph of the salt fog corroded samples.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 20

Scientific papers - Light metals The three different types of corrosion such as Galvanic

effect. The average grain size of Magnesium alloy AZ 31

corrosion, Pitting corrosion and Filiform corrosion can be

and ZM 21 are 70µm and 40 µm respectively as the base me-

visualized in the micro structure of the corroded samples

tal AZ 31 is prone to corrosion than the ZM21 is witnessed

of dissimilar Magnesium welds.

in the photograph of the corroded sample as well as in the microstructure of the base metal sides. Basically the Ma-

Generally Galvanic corrosion initiates from the different

gnesium alloys are non-corrosive in the alkaline medium,

size of the grains of an alloy. The welded samples has dif-

but the presence of Cl- in the solution will increases the

ferent zones like base metal AZ31 ,HAZ, TMAZ, Nugget,

rate of corrosion. The segregation of Mg(OH)2 and MgO as

Base metal of ZM 21 as well as the interfacing zone. As the

dis-continuous layer layers in the alkaline medium forms

different zones had different grain size the galvanic corro-

the absorption sites of anions for Cl-. Beyond the self-cor-

sion accelerates in the presence of neutral NaCL solution,

rosion potential the alpha Magnesium dissolves and forms

Al acts as the cathode initially in the Al-Mg galvanic cou-

the hemispherical pits is seen in the microstructure of the

pling. The dissolution of magnesium the solution turns

corroded samples. The reactions happened in the anode

into alkaline and the Al turns into anode due the alkalized

and cathode are summarized in the following equations

Anodic Reaction

Cathodic Reaction

Total Reaction

Pitting corrosion is also affected by the grain size. The

multaneously in the Magnesium alloys when exposed to

corrosion morphology changes from pitting to homoge-

air and NaCl in the salt fog corrosion test. The filiform cor-

neous or uniform corrosion in the nugget region of the

rosion initially originates from the active spot of the pit-

weldments due to the presence of refined grains of size of

ting corrosion and extend itself forward through the active

5.46 µm which is clearly captured and seen in the nugget

corrosive area of the metal surface. And it is mainly due to

region microstructure.

the evolution of hydrogen rather than oxygen absorption. The microstructure of the different zones of the FSW cor-

The filiform corrosion and the pitting corrosion occur si-

Base metal ZM21 side – 100X

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

roded metal surfaces is shown in the figure 3.

Base metal ZM21 side – 200X

pagina 21

Memorie scientifiche - Leghe leggere

Interface region of ZM21 side with nugget region-100X

Nugget region -100X

Nugget region -200X

Interface of AZ31B with nugget â&#x20AC;&#x201C; 100X

Base martial AZ31B -100X

Base martial AZ31B -200X

Fig.3 - The microstructure of the different zones of the FSW corroded metal surface.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 22

Scientific papers - Light metals The main purpose to conduct the salt fog corrosion test

ported in the table no 2. Then calculate the grey relational

is to find the material loses as the welds are exposed to

coefficient from the normalized data using the equation

the corrosive environment. Maximization of the tensile

6 which correlates between the desired and actual expe-

strength and minimization of the material loses are the two

rimental data. The overall grey relational grade is then

different responses considered for the multi response op-

computed by averaging the grey relational coefficient cor-

timization. The conflicting quality characteristic function

responding to each performance characteristic. The grey

(ie. maximization and the minimization) mathematically

relation co efficient, the average and the ranking is shown

makes interesting in optimizing the objective function and

in table no 3. Overall evaluation of the multiple performan-

it being the novelty of this investigation.

ce characteristics is based on the calculated grey relational grade. Thus the optimization of the multiple response

GREY RELATION ANALYSIS

characteristics is converted into single grey relational gra-

The grey relational analysis based on grey system theory.

de. The optimal level of the process parameters is the level

Grey relational analysis is an efficient tool for such mul-

with the highest grey relational grade. Analysis of variance

ti-response analysis. It can be used for solving the inter-

(ANOVA) is performed to find the statically significant pro-

relationships multi response problems [14-15]. In grey

cess parameters. With the grey relational analysis and sta-

relational analysis the first step is to perform the grey re-

tistical analysis of variance, the optimal combination of the

lational generation by normalising the responses in the

process parameters can be predicted. Finally, a confirma-

range between 0 and 1 to avoid the different scales and

tion experiment is conducted to verify the optimal process

units problem of the responses considered. As the re-

parameters obtained from the analysis. [16-18].

sponse tensile strength of the joint is fall under the larger the better category the normalisation is done by using the

STEPS IN GREY RELATIONAL ANALYSIS

equation 4.The weight loses due to the salt fog corrosion

Step 1

test is the minimizing function it is normalised by using the

Larger-the-better performance characteristic is normali-

equation 5.The normalised values of the responses are re-

zed as follows:

Lower-the better performance characteristic, is normalized as follows:

Where, x*i (k) is the value after grey relational generation

min x0i (k) is the smallest value of x0i (k)

max x0i (k) is the largest value of x0i (k)

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 23

Memorie scientifiche - Leghe leggere Tab.2 - Normalized values of the response

Sl No

Responses

Normalised value of the

Tensile Strength (MPA)

Weight loss (gm)

Tensile Strength

Weight Loss

163

0.392

0.428571

147

0.569

0.174603

0.022099

136.5

0.531

0.007937

0.232044

172

0.524

0.571429

0.270718

167

0.532

0.492063

0.226519

136

0.527

0.254144

199

0.501

0.39779

193.5

0.527

0.912698

0.254144

163

0.573

0.428571

Step 2 The grey relational co efficient [ξi(k)] can be calculated as follows:

Where, x*0 (k) denotes the reference sequence

x*j (k) denotes the comparability sequence ξ ε[0-1] is the distinguishing co efficient; 0.5 is widely accepted is the difference in absolute value between x*0 (k) and x*j (k) is the smallest value of ∆0i is the largest value of ∆0i

Step 3 The grey relational grade is obtained as:

where, n is the number of performance characteristics.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 24

Scientific papers - Light metals Tab.3 - Grey relational co efficient, Grey relational grade and Ranking Sl No

Grey Relational Co Efficient

Grey Relational Grade

Ranking

0.733333

0.377246

0.338318

0.357782

0.335106

0.394336

0.364721

0.538462

0.406742

0.472602

0.496063

0.392625

0.444344

0.333333

0.40133

0.367332

0.453634

0.726817

0.851351

0.40133

0.626341

Tensile Strength (MPA)

Weight loss (gm)

0.466667

The mean value of grey relation grade is 0.4995.

red (maximization / minimization). The higher value of the

OPTIMUM LEVELS OF THE FACTOR

The average grey relational grade and the optimum levels

level averages indicates the optimum level of the factor.

The optimum levels of the factors are determined by com-

of the factors are listed in Table 4. The optimum levels of

puting the level average of the grey relational grade. The

the process parameters based on grey relation grade is A 3B 1C 1.

higher the grey relation grade implies the better quality characteristics irrespective to its quality function conside-

Tab.4 - The average grey relational grade at each level Average Grey Relational Grade

Process Parameter

Max-Min

Level 1

Level 2

Level 3

Rotational speed

0.4853

0.4281

0.5844*

0.1563

Tool pin Profile

0.6443*

0.4762

0.3774

0.2669

Axial load

0.5757*

0.4101

0.5120

0.1655

* Indicates the optimum level of the factor

ANALYSIS OF VARIANCE (ANOVA)

In our investigation, all the three process parameters are

The Analysis of variance is performed to find statistically

statistically significant. The tool pin profile is the most si-

the significant factor. In F test high value of F of a factor

gnificant factor followed by the axial load and the rotatio-

indicates gives the clear picture of the significant factors

nal speed of the tool. And they contribute 57 %, 22% and

and its contribution towards the response. The ANOVA

20% respectively.

for Grey Relation Grade is calculated and listed in table 5. Tab.5 - Analysis of variance for means Source

DoF

Seq SS

Adj SS

Adj MS

% Contribution

0.037520

0.018760

11.66

19.56

0.109254

0.054627

33.97

56.96

0.041832

0.020916

13.01

21.81

Residual Error

0.003217

0.001608

Total

0.191823

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

1.68 100

pagina 25

Memorie scientifiche - Leghe leggere PREDICTED OPTIMUM CONDITION

Grey Relational Grade values of the factors at their levels

Based on the experiments, the optimum level setting is

are taken from Table 4 and the predicted Grey Relational

A3B1C1. The additive model to evaluate the predicted

Grade given below:

tensile strength is taken from the literature. The average

Grey Relational Grade (predicted)

A3+B1+C1-2T

0.5844+0.6443+0.5757- 2* 0.4995

0.8054

Where, A 3

- Average Grey relation grade value of rotational speed at 3rd level

- Average Grey relation grade value of Tool pin Profile at 1st level

- Average Grey relation grade value of Axial Force at 1st level

- Overall Average Grey relation grade

CONFIRMATION RUN

ge value of the Friction Stir welded of dissimilar Magne-

The confirmation experiments were carried out by setting

sium alloys was 186 MPa with 0.4125 gm weight loss. The

the process parameter at optimum levels. The rotational

confirmation experimental results are given in Table 6.

speed, Tool Profile, and axial force were set at 2100 rpm,

The grey relation grade values of the initial, predicted and

Hexagonal Toot pin and 3kN respectively. Three tensile

confirmation run experiments is shown in Table 7.

specimens were subjected to tensile test and the averaTab.6 - Experimental results for the optimized parameter Ex. No

A, Rotational speed (rpm)

B, Tool pin Profile

C, Axial force (kN)

Tensile Strength Mpa

Weight Loss gm

2100

Hexagonal

3.0

186

0.4125

Tab.7 - Grey relation grade values of initial, predicted and confirmation run

Setting Level

Initial Data A1B1C1

Optimal Machining Parameter Prediction

Experiment

A3B1C1

Tensile Strength (Mpa)

163

186

Input power (Watts)

0.392

0.4125

Grey Relational Grade

0.733333

0.8054

0.76159

Improvement in the grey relation grade is 0.028257. CONCLUSION

fog corrosion test using grey relation analysis. The

1. The L9 Taguchi orthogonal designed experiments of

optimal levels of the rotational speed, Tool pin Pro-

Friction Stir Welding on Dissimilar

Magnesium al-

loys AZ 31 and ZM21 were successfully conducted. 2. The FSW process parameters are optimized towards the tensile strength of the joint and weight loss at salt

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

file, and axial force is 2100 rpm, hexagonal pin profile and 3 kN respectively. 3. The tool pin profile is the highly significant factor among the process parameter considered.

pagina 26

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La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 27

Memorie scientifiche - Leghe leggere

Tornitura criogenica della lega Ti6Al4V R. Sola, P. Veronesi La continua ricerca di maggiori performance in ambito automotive ed aerospaziale e il desiderio di raggiungere nuovi traguardi in ambito biomedicale hanno condotto ad una crescita costante dell’utilizzo di leghe di titanio, note per le eccellenti proprietà meccaniche e la biocompatibilità. L’elevata resistenza meccanica, anche ad alta temperatura, e la bassa conducibilità termica, se confrontata con altri materiali metallici, rendono il titanio, e le sua leghe, materiali difficili da lavorare alle macchine utensili. Difficile asportazione del truciolo, elevata usura dell’utensile, scadimento della finitura superficiale, deterioramento delle proprietà meccaniche dei pezzi in lavorazione, bassa produttività sono solo alcuni degli inconvenienti riscontrati durante la tornitura delle leghe di titanio. L’utilizzo dei tradizionali lubro-refrigeranti, miscele di composti chimici nocivi per la salute degli operatori e ad elevato impatto ambientale, comporta elevati costi di smaltimento e l’ottenimento di trucioli di lavorazione sporchi, difficilmente riciclabili. Questo lavoro di ricerca indaga l’utilizzo dell’azoto liquido, in sostituzione dei lubrorefrigeranti tradizionali, nella tornitura della lega Ti6Al4V. I risultati dei test di tornitura e delle analisi microstrutturali, di topografia superficiale e di usura dell’utensile evidenziano come la refrigerazione criogenica migliori le proprietà microstrutturali, meccaniche e la finitura superficiale dei prodotti, diminuisca l’usura dell’utensile e consenta l’ottenimento di trucioli puliti e facilmente riciclabili.

PAROLE CHIAVE: TI6AL4V, TORNITURA, RAFFREDDAMENTO CRIOGENICO, TRUCIOLI, BIOMATERIALI. INTRODUZIONE Le leghe di titanio sono le leghe metalliche più utilizzate in ambito biomedicale per l’elevata resistenza meccanica e a corrosione, e per l’eccellente biocompatibilità. Gepreel e all. in [1-3] e Geethe e all. in [2] dichiarano la lega Ti6Al4V come la più appropriata per la fabbricazione delle protesi a lungo termine (coppa aceta bolare, protesi al ginocchio, protesi alla spalla) per le proprietà simili a quelle dell’arto in sostituzione. Generalmente le protesi biomediche presentano forme complesse e la loro fabbricazione ri-

R. Sola

Department of Industrial Engineering, University of Bologna

sulta particolarmente onerosa e con una elevata quantità di scarti di lavorazione. Reattività chimica, elevata durezza e scarsa conducibilità termica rendono le leghe di titanio,

P. Veronesi

Università degli Studi di Modena e Reggio Emilia

specialmente la lega Ti6Al4V, particolarmente difficili da lavorare alle macchine utensili. Per l’elevata forza di taglio richiesta e la gran quantità di calore che si genera nella zona di taglio, l’usura dell’utensile diviene presto severa [4]. Tradizionalmente per migliorare la lavorabilità del Ti6Al4V si utilizzano adeguati fluidi lubro-refrigeranti, solitamente oli minerali con additivi chimici particolarmente

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 28

Scientific papers - Light metals tossivi e nocivi per l’ambiente e per la salute umana, che

tilizzo dell’azoto liquido nella lavorazione alle macchine

agiscono da lubrificanti, refrigeranti e facilitano la truciola-

utensili consente l’ottenimento anche di trucioli e scarti di

bilità. Tuttavia, il settore biomedicale, allo scopo di preve-

lavorazione puliti, privi di inquinanti, facilmente riciclabili

nire fallimenti delle protesi chirurgiche, allergie e infezioni

e riutilizzabili con le nuove tecnologie di metallurgia delle

causate da potenziali contaminazioni della superficie, ri-

polveri.

chiede operazioni di pulizia e sanificazione particolarmen-

Considerando i vantaggi tecnologici, produttivi ed ecolo-

te costose in termini economici e di tempo. La lavorazione

gici, in questo lavoro di ricerca è stata valutata l’efficacia

meccanica a secco potrebbe essere una possibile soluzio-

dell’azoto liquido nella tornitura ad alta velocità si semi-fi-

ne per ridurre le operazioni di pulizia, ma la drastica ridu-

nitura di barre in Ti6Al4V in comparazione alla lavorazione

zione della lavorabilità, il deterioramento delle proprietà

a secco, per applicazioni in ambito biomedicale.

e dell’integrità superficiale dei pezzi in lavorazione e l’importante riduzione della vita dell’utensile ne scoraggiano

TECNICHE SPERIMENTALI

l’applicazione [5]. Al fine di ridurre la temperatura nella

La lega metallica oggetto di questo studio è una lega al-

zona di taglio la letteratura scientifica ha proposto approc-

fa-beta Ti6Al4V con composizione chimica nominale

ci alternativi eco-sostenibili come l’azoto liquido (LN2), il

(wt%) in accordo con AST F1472 [8]: Al 6%, V 4%, C 0.03%,

biossido di carbonio (CO2), l’aria compressa e fluidi con oli

Fe 0.1%, O 0.15%, N 0.01%, H 0.003%, Ti bal. In Fig. 1 è

vegetali, solitamente utilizzati nelle operazioni di sgrossa-

riportata una micrografia della lega Ti6Al4V nello stato di

tura e non nella finitura.

fornitura, prevalentemente costituita da grani alfa con circa

L’azoto liquido, rispetto ai lubro-refrigeranti tradizionali, è

un 8% di fase beta a bordo grano. Le barre nello stato di

pulito, incolore, inodore, non tossico, non cancerogeno,

fornitura sono state sottoposte a tornitura utilizzando un

non combustibile, non corrosivo e non inquinante. L’azo-

tornio a controllo numerico, visibile in Fig. 2 (A e B), op-

to liquido costa di più come investimento iniziale, ma per i

portunamente attrezzato per l’esecuzione dei test. L’azoto

materiali metallici refrattari, difficili da lavorare, anche i co-

liquido è convogliato nella zona di taglio attraverso un si-

sti di acquisto, rigenerazione e smaltimento dei lubro-re-

stema di tubi che ha partono da un serbatoio di stoccaggio

frigeranti tradizionali ricoprono un costo pari al 16-26%

adiacente alla macchina di tornitura (Fig. 2 B). L’apparato

dei costi totali di produzione. In aggiunta, si eviterebbe-

sperimentale prevede un tornio Mori-Seiki NL1500 CNC

ro tante operazioni di finitura e pulizia post-lavorazione.

in cui sono stati montanti inserti in WC-Co Widia CNMG

Se si ragiona in termini di ciclo completo e non si limita il

120408-5 forniti da Boehlerit, sostituiti ad ogni prova per

pensiero al solo fattore costo iniziale, sicuramente l’azoto

la valutazione dell’usura. Le variabili di taglio considera-

liquido diviene una soluzione particolarmente allettante.

te sono riportate in Tab. I. Le prove sono state condotte

Shaahidhara e all. in [6] hanno dimostrato che l’utilizzo de-

mantenendo costante profondità di taglio pari a 1.5 mm e

gli oli vegetali diminuisce l’usura dell’utensile e migliora la

alimentazione 0.1 mm/giro. Per ogni set di parametri spe-

finitura superficiale dei pezzi, ma non limita il numero del-

rimentali si sono eseguiti 10 test al fine di valutare la ripeti-

le operazioni di pulizia imposte dal settore biomedicale. I

bilità del processo. Il controllo della pressione di approv-

risultati migliori in termini di pulizia dei pezzi in lavorazio-

vigionamento di azoto liquido avviene in modo manuale

ne, finitura superficiale, proprietà del materiale, riduzione

regolando l’apertura di una valvola. Alla massima apertura

della temperatura nella zona di taglio, dell’attrito e della

della valvola (“max”) corrisponde una pressione di azo-

forza di taglio, diminuzione dell’usura dell’utensile, incre-

to liquido pari a 3 bar, a circa metà apertura della valvola

mento della velocità e della profondità di taglio si raggiun-

(“medium”) corrisponde una pressione di azoto pari a 1.5

gono con l’utilizzo dell’azoto liquido [7]. In aggiunta, l’u-

bar.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 29

Memorie scientifiche - Leghe leggere

Fig.1 - Micrografia SEM-BSE della microstruttura della lega Ti6Al4V nello stato di fornitura, prima di ogni lavorazione

Fig.2 - Set-up sperimentale. A. Vista globale del tornio a controllo numerico; B. dettaglio dellâ&#x20AC;&#x2122;impianto di convogliamento dellâ&#x20AC;&#x2122;azoto liquido Tab.1 - Variabili di taglio Prova

VelocitĂ di taglio [m/min]

Pressione LN2

100

No LN2 (a secco)

100

Medium

100

Medium

120

max

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 30

Scientific papers - Light metals I campioni di Ti6Al4V lavorati secondo le condizioni di

RISULTATI E DISCUSSIONE

Tab. I sono stati caratterizzati per:

In Fig. 3 sono riportate le micrografie ottiche dei campioni

•

microscopia ottica ed elettronica, previa tipica prepa-

(attacco metallografico con reattivo di Kroll) ottenuto per

razione di sezioni metalliche,

tornitura criogenica (A) e a secco (B). Si nota che il campio-

•

microdurezza Vickers HV1,

ne A, lavorato utilizzando l’azoto liquido come lubrorefri-

•

diffrazione a RX con tubo Cu-Kα per l’analisi delle fasi

gente, presenta una microstruttura equiassica costituita da

cristalline,

grani di fase α e fase beta β prevalentemente depositata a

topografia confocale 3D per l’analisi della finitura e dei

bordo grano. Il campione F, lavorato in assenza di azoto

difetti superficiali.

liquido, evidenzia una microstruttura aciculare grossolana

•

L’usura degli inserti è stata valutata nel fianco e nel petto

tipo Widmanstatten in cui si evidenziano grani di α e β or-

dell’utensile per stereo-microscopia ottica e microsco-

ganizzati in colonne. L’evidente differenza microstruttura-

pia elettronica. Lo studio è stato completato con analisi

le dimostra che il campione F, durante la lavorazione, ha

al microscopio elettronico dei trucioli di scarto per la va-

subito un intenso riscaldamento a temperature prossime

lutazione della deformazione plastica e della presenza di

alla β-transun.

contaminanti.

Fig.3 - Microscopie ottiche (attacco: reattivo si Kroll) del Ti6Al4V sottoposto a tornitura criogenica (A) e a secco (B) I dati di diffrazione a RX, riportati in Fig. 4, sono una ulterio-

campioni sottoposti a tornitura criogenica, indipendente-

re dimostrazione delle evidenze microstrutturali riportate

mente dalla pressione di apporto di LN2, presentano valori

in Fig. 3. Entrambi i campioni presentano i picchi della fase

di durezza confrontabili di circa 370 HV1, perfettamente in

α e della fase beta β, ma con intensità differenti. Il campio-

accordo con la tipologia e di lega, la microstruttura rileva-

ne lavorato in assenza di azoto liquido presenta, infatti, un

ta e con lo stato di trattamento. La durezza del campione

picco più alto in corrispondenza della fase β, sinonimo di

della prova 1, lavorato in assenza di azoto liquido, è note-

una maggiore quantità, rispetto al campione sottoposto a

volmente più bassa se confrontata con gli altri campioni,

tornitura criogenica, a conferma delle elevate temperature

poiché l’elevata temperatura raggiunta in sede di taglio

che sono state raggiunte durante la lavorazione.

ha determinato modificazioni microstrutturali che hanno

Le analisi microstrutturali dei campioni sottoposti a torni-

peggiorato le proprietà meccaniche del materiale.

tura criogenica mostrano che velocità di taglio e pressione

Dalle rappresentazioni 3D delle superfici si nota che i cam-

di LN2 non influenzano la microstruttura.

pioni lavorati con azoto liquido presentano solchi regolari

In Tab. II sono riassunti i dati di microdurezza Vickers HV1

generati dalla roto-traslazione reciproca pezzo/utensile,

e di topografia superficiale con analisi della rugosità. Tutti i

mentre un maggior grado di irregolarità è evidentemente

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 31

Memorie scientifiche - Leghe leggere visibile nel campione corrispondente alla prova 1, lavora-

tare valori di Ra molto più elevati rispetto agli altri campio-

to in assenza di LN2. In particolare, i solchi di lavorazione

ni, è caratterizzato da valori di Rsk e Rku peggior,i sinoni-

presenti sul campione 1, visibili in Fig. 5, presentano un

mo di maggiore irregolarità superficiale e di superficie con

profilo a dente di sega, tipico della presenza di tagliente di

molti picchi dal profilo acuto, deleteri per la resistenza a

riporto sull’utensile che staccandosi man di mano provoca

fatica del componente. Pertanto, in condizioni di taglio cri-

difetti sulla superficie lavorata.

tiche, con velocità di taglio, avanzamento giro e profondità

I dati di rugosità riportati in Tab. II evidenziano chiaramen-

di passata molto elevate (condizioni che ricalcano quelle

te che, nelle condizioni di prova testate, l’utilizzo dell’azo-

di una sgrossatura), l’utilizzo dell’azoto liquido nella zona

to liquido nella zona di taglio assicura valori di Ra medi no-

di taglio costituisce una effettivo vantaggio sulla finitura

tevolmente più bassi e superfici con un maggior grado di

superficiale dei pezzi. Inoltre, a parità di condizioni di ta-

regolarità rispetto ai campioni lavorati in assenza di azoto

glio, una maggiore pressione di LN2 mediamente migliora

liquido. Più specificatamente, riguardo Ra, l’utilizzo di LN2

i valori Ra di un 16% e consente l’ottenimento di superfici

assicura un miglioramento medio del 65%. Il campione 1,

con una maggiore regolarità tra valli e picchi.

infatti, lavorato in assenza di azoto liquido, oltre a presen-

Fig.4 - Diffrattogrammi a RX del Ti6Al4V sottoposto a tornitura criogenica (con massima pressione di azoto liquido) e a secco

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 32

Scientific papers - Light metals Tab.2 - Risultati di topografia superficiale, rugositĂ e durezza

Fig.5 - Microscopia ottica a basso ingrandimento della superficie del campione dopo la prova 1 (a secco)

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 33

Memorie scientifiche - Leghe leggere La valutazione dell’usura degli inserti è un fattore determi-

nica, non sussistono differenze sostanziali, mentre sull’in-

maggiore usura degli inserti comporta un notevole incre-

la presenza di un grosso truciolo saldato all’inserto (Fig. 6),

nante nella valutazione di una lavorazione meccanica. Una

mento delle forze in gioco durante la lavorazione con conseguente incremento dei carichi sulla macchina e effetti ne-

gativi sulla finitura superficiale dei pezzi. Per questa ragione, oltre alle analisi sui pezzi lavorati, sono stati condotti test

sugli inserti utilizzati nella lavorazione per microscopia ottica ed elettronica.

In Tab.III si riportano le micrografie scattate allo stereo-mi-

croscopio degli inserti che hanno lavorato secondo le condi-

zioni di Tab. I. Tra i campioni 2, 3, 4, tutti sottoposti a tornitura criogenica, non si rilevano delle differenze sostanziali nell’u-

sura degli inserti. L’usura del campione 1, tornito in assenza di azoto liquido, non è valutabile per stereo-microscopia perché un truciolo si è saldato all’inserto a causa delle ele-

vate temperature raggiunte durante la lavorazione. L’analisi

dell’usura degli inserti è stata approfondita al microscopio elettronico di cui nelle Figg. 4, 5 e 6 si riportano alcune micrografie.

L’analisi al microscopio elettronico degli inserti conferma che tra i campioni 2, 3, 4 tutti sottoposti a tornitura crioge-

serto del campione corrispondente alla prova 1 si evidenzia presumibilmente a causa delle elevate temperature raggiunte nella zona di taglio. Questo fenomeno comporta un netto

peggioramento della finitura superficiale con conseguenze deleterie sulla resistenza a fatica dei componenti che spesso necessitano di ulteriori e costose lavorazioni di finitura.

A completamento, sono state eseguite indagini microscopi-

che dei trucioli di cui si riportano le evidenze sperimentali in Fig. 7. Si nota immediatamente che il truciolo proveniente da

a secco presenta visibili creste indice della grande deformazione di scorrimento subita. Il truciolo da lavorazione crioge-

nica si presenza più liscio e con solchi di deformazione meno evidenti. L’analisi EDS dei trucioli (Fig. 8), mostra la completa

assenza di contaminanti dei trucioli. Non si evidenziano se-

gni di ossidazione e nitrurazione, pertanto i trucioli possono essere facilmente riciclati e riutilizzati. Analogamente, anche

i pezzi lavorati con LN2 sono completamente puliti e privi di

sostanze nocive, pertanto le successive operazioni di pulizia imposte dal settore biomedicale e di finitura superficiale possono essere ridotte al minimo.

Tab.3 - Micrografie allo stereo-microscopio del petto e del fianco dell’utensile dopo le prove descritte in Tab. I

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 34

Scientific papers - Light metals

Fig.6 - Micrografie SEM-SE (A) e SEM-BSE (B) dellâ&#x20AC;&#x2122;inserto relativo alla prova 1 in cui sono visibili il truciolo saldato (A) e lâ&#x20AC;&#x2122;usura severa (B)

Fig.7 - Micrografie SEM-SE dei trucioli dopo tornitura criogenica (A) e tornitura a secco (B)

Fig.8 - Micrografia SEM-SE e microanalisi EDS del truciolo dopo tornitura criogenica, non contaminato e non nitrurato

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 35

Memorie scientifiche - Leghe leggere CONCLUSIONI

tivo guadagno in termini di usura degli inserti e proprietà

In questo lavoro sperimentale è stata valutata l’efficacia

microstrutturali, meccaniche e di finitura superficiale del

del raffreddamento criogenico nella lavorazione di tor-

pezzo in lavorazione. Si possono ottenere componenti

nitura della lega Ti6Al4V. Dai risultati delle prove micro-

puliti e con bassa rugosità, che non richiedono dispen-

scopiche, microanalitiche, topografiche e di microdurezza

diose operazioni successive di pulizia e di finitura. Anche i

si può concludere che l’utilizzo dell’azoto liquido come

trucioli risultano non contaminati e possono essere facil-

lubro-refrigerante nella zona di taglio costituisce un effet-

mente riutilizzati e riciclati.

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Scientific papers - Light metals

A study of intermetallic phase stability in Al-Si-Mg casting alloy: the role of Cu additions E. Cerri, M.T. Di Giovanni, E. Ghio

The influence of Cu content (0, 0.5 and 1 wt%) on the nature of intermetallic phases was carefully investigated in a AlSiMg casting alloy. Four different Cu-bearing phases, with a Cu content ranging from 5% to 30%, were identified by Energy Dispersive Spectroscopy. The Al-Mg-Si-Cu quaternary phase was found coupled to Si particles and the Ө-Al 2Cu to brittle β-Al5SiFe phase. Copper modified the stability and the dissolution kinetics of iron-bearing intermetallics (π-Al8FeMg3Si 6 and β-Al5SiFe) during solution treatments at 773 and 803 K (500 and 530 °C). In 0% Cu and 0.5% Cu samples, (β+ π) area fraction decreases with time, while it remains almost constant and comparable at the end of two solution treatments in 1% Cu samples. Moreover, the Q-Al 5Cu2Mg8Si6 and Mg 2Si intermetallic area fraction increased with copper (in 0.5 and 1% Cu samples) especially at the highest temperature of investigation (803 K - 530°C) and slightly decreased with time.

KEYWORDS: INTERMETALLIC PHASE; METALLOGRAPHIC TECHNIQUE; MECHANICAL PROPERTIES; HEAT TREATMENT. INTRODUCTION The high strength to weight ratio, the high thermal conductivity and the excellent castability make the Al–Si hypoeutectic alloys perfect candidates for the automotive industry. Nevertheless, in order to address the demanding requirements of the engine components, the alloy strengthening can be achieved by performing solution heat treatment and subsequent age hardening. Alloying elements like Copper (Cu) and Magnesium (Mg) are often added to this class of alloys for these purposes. While a fraction of these elements, due to their appreciable solubility, strengthens the Al-α matrix through solid solution strengthening, the remaining

E. Cerri, M.T. Di Giovanni, E. Ghio

Dept. Engineering and Architecture, University of Parma, v. G. Usberti 181/A, 43124 - Parma (ITALY)

corresponding author: emanuela.cerri@unipr.it

forms the Cu/Mg eutectic bearing phases (Ө-Al2Cu, Q-Al5

Cu2Mg8Si6 and π-Al8FeMg3Si6) [1,2]. These phases appear at

the last stages of solidification and hence, they can be reduced or partially dissolved by an appropriate solution heat treatment. Afterwards, atom elements may be engaged for the precipitation to induce finely distributed metastable phases that strengthen the alloys [3,4]. Solution treatment effectiveness depend on the nature of the diffusing atoms, on SDAS spacings, on the temperature and on time expoLa Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Memorie scientifiche - Leghe leggere sure [5]. The intermetallic particles formed during solidifi-

(DSC) to investigate the evolution of the Cu and Mg bearing

cation show different tendency to dissolve; while ε-Mg2Si

phases in hypereutectic Al-Si-Cu-Mg casting alloys.

and Ө-Al2Cu phases are generally easy to dissolve, the

To the knowledge of the authors, there exist only few pa-

Q-Al5Cu2Mg8Si6 is usually reported to be rather stable du-

pers on the influence of the solution heat treatment on

ring solution treatment. Further, Fe-rich phases such as the

the Mg/Cu bearing compounds in an A356 alloy with and

α-Al15(Fe, Mn)3Si2 phase or the typical needle like β-Al5FeSi,

without Cu addition. Therefore, a comprehensive investi-

undergo gradual dissolution only after long term solution

gation based on microhardness tests, quantitative metallo-

treatment at high temperature [6]. The π-Al6Mg3FeSi6, de-

graphy and electric conductivity measurements has been

pending on the Mg fraction, may evolve to form the β-Al5F-

performed to explore the evolution of the main interme-

eSi phase. In particular the transformation is faster with low

tallic phases over different solution treatment temperature

Mg content, while for 0.6-0.7 wt% Mg, the process may be

and holding times.

inverted, leading to the formation of π-Al6Mg3FeSi6 from the β-Al5FeSi [7-9].

MATERIALS AND METHODS

It has also been found that those intermetallics may be in-

A Sr-modified A356 alloy was used as base material for in-

soluble/ partially soluble depending on the Mg/Cu fraction

vestigations. The alloy was melted in a boron-nitride coated

[10]. An interesting study proposed by Zheng et al. [11] re-

clay-graphite crucible at 1023 K (750 °C) and grain refined by

ported that the high Cu/Mg ratio promotes the formation of

means of Al-5Ti-1B master alloy additions. Cu was added

Ө-phase and Q-phase. In the case of low Cu/Mg ratio pro-

to the melt in form of pure copper grains according to the

motes the formation of Mg2Si, while under the same Cu/Mg

targeted nominal concentrations of 0.5 and 1 wt% to obtain

ratio the high content of Cu and Mg simultaneously induces

two Cu modified alloys. Molten metal was successively

the formation of Ө-phase and Q-phase. In case these inter-

stirred and allowed to settle for 30 min to ensure complete

metallic phases do not dissolve during solution treatment,

dissolution of the grain refiner. Alloys were then degassed

the strengthening effect of the Cu and Mg elements will be

with argon gas for 5 min just prior to be poured in a cop-

less efficient and the ductility of the alloys will suffer too

per mold of 60x100x40 mm. The temperature of the die was

[12]. In this concern, to reduce the un-dissolved Cu-Mg

kept at 323 K (50 °C) during the casting trials. Samples from

intermetallic compounds, Javidani et al. proposed an opti-

the three different melts (0%Cu, 0.5%Cu and 1%Cu) have

mized Cu-Mg content ratio [13]. Another interesting contri-

been obtained and analysed by optical emission spectro-

bute was proposed by L. Lasa [14]. The study combined me-

scopy (OES). Their chemical compositions and alloy codes

tallographic analysis with differential scanning calorimetry

are given in Tab. 1.

Tab.1 - Chemical composition (wt%) of A356 reference alloy and Cu-containing alloys as measured by OES together with their classification [13]. Alloy

Code

A356 (Reference)

6.62

0.22

0.09

0.01

0.10

4.6 ppm

14 ppm

Bal.

Cu0

A356 + 0.5wt%Cu

6.59

0.26

0.08

0.45

0.10

5.6 ppm

80.8 ppm

Bal.

Cu0.5

A356 + 1wt%Cu

6.91

0.26

0.09

0.98

0.09

5.6 ppm

74.5 ppm

Bal.

Cu1

The alloys were solution treated in an air circulating

ple with a load of 500 g for a dwell time of 15 s. Microhar-

electrical furnace at temperatures of (773±5)K (S500°C)

dness indentations were also performed on the polished

and (803±5)K (S530°C) for times ranging from 1 h up to 12

α-aluminium matrix with a load of 5g to estimate any solid

h and then quenched in water at 293K.

solution strengthening during solution treatment. Each

Vickers microhardness (HV) was measured on each sam-

plotted value represents the average of 10 measurements

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

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Scientific papers - Light metals (± the standard deviation). Electrical conductivity measu-

of the particles (Af %) has been selected as key parame-

rements, based on Eddy current, were also performed on

ters. Uncertainty (error) has been estimated by encompas-

treated samples by using a Foerster Sigmatest operating

sing two main contributions: one related to the operator

at 60 kHz, to integrate data obtained by microindentation

and one to the instrument (constant value). To do that, an

results.

image generator software created a reference image con-

For microstructure investigations, samples were mecha-

taining 20 different objects of known dimension and then,

nically grinded by SiC papers and polished with colloidal

the reference image was artificially blurred in order to re-

silica suspension. With the aim of enhancing the contrast

produce the worst possible real case. Afterwards, blurred

between the Mg bearing phase (π) and the Cu intermetalli-

image objects were measured 10 times using the settled

cs (Q), samples were etched by a fresh prepared solution

procedure and the resulting standard deviation was re-

of 3 ml HNO3 in 100 ml H2O [13]. Optical microscopy (OM)

ferred as uncertainty. Phases distinguished by chemical

was performed with a LEICA DMi8 inverted light microsco-

etching with OM were checked and identified through

pe equipped with LAS image analysis software for quanti-

energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) in a FEG-SEM

tative metallography. According to the ISO 13322-1:2014

microscope.

British Standard [16], a measurement field was systematically defined over each sample. It included 20 measure-

RESULTS AND DISCUSSION

ment frames, each of ~ 10643.5 µm2 (at a magnification of

As-cast Microstructure

1000X). The total investigated area was ~ 212896.6 µm2.

The typical microstructure features of the investigated al-

Details of the procedure are reported in [17]. Area Fraction

loys in the as-cast state are presented in Fig. 1.

Fig.1 - Micrograph of the as-cast sample with a) 0 and b) 1 wt % Cu. Q-Al5Cu2Mg8Si6 phases are found in black colour, Ө-Al2Cu phase appears as the brightest phase; β-Al5FeSi and π-Al8FeMg3Si6 intermetallics are in light grey. The ‘ε’ phase is Mg2Si.

Fig. 1a shows the micrographs of the Cu0 sample and

ted phases", Ө-Al2Cu phase appears as the brightest phase

Fig. 1b refers to the Cu1 as-cast one. The etchant deve-

and β-Al5FeSi intermetallic is recognizable by its characte-

loped by [13] was applied in order to discriminate the two

ristic lamellar morphology. The ‘ε’ phase in the following

Mg-containing intermetallic compounds, Q-Al5Cu2Mg8Si6

pictures has to be considered as Mg2Si. Further insights

and π-Al8FeMg3Si6, which usually appear of similar color

about the phases are discussed by the authors in ref. [15].

(light gray) and morphology. As shown in Fig. 1, Q-phases are found in black color after etching according to sub

Evolution of Hardness

sections "Microstructure study by optical and scanning

Fig. 2 shows the Vickers hardness evolution of the three

electron microscopy" and " Area fraction of the investiga-

alloys as function of time for different heat treatment

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Memorie scientifiche - Leghe leggere conditions. Fig. 2a and 2b illustrate the results of the so-

ples heat treated at high temperatures followed by natural

lution heat treatments at 773 K (S500°C) and 803 K (S530°

aging for one year at room temperature (S500°C+NA and

C) respectively; Fig. 2c and 2d report the results for sam-

S530°C+NA respectively).

Fig.2 - Micro-hardness (HV) evolution with time during different heat treatments for alloys with different Cu content. a) Solution heat treated at 500°C (S500°C); b) solution heat treated at 530°C (S530°C); c) sol. heat treated at 500°C + naturally aged for 1 year (S500°C+NA); d) sol. heat treated at 530°C + naturally aged for 1 year (S530°C+NA). It can be seen that the chemical composition has a strong

α-matrix precipitates and, ii) Si particles and intermetallic

influence on the hardness values. The increase in Cu con-

compounds. As consequence of the slow and long time

tent results, as many researchers stated [18-20], in an ove-

aging at room temperature, hardness curves in Figs. 2c

rall hardness enhancement, as more atoms go into the

and 2d offer greater stability as compared to those in Figs.

solid solution. HV curves (Figs. 2a and b) reflect the coexi-

2a and 2b referred to the solution treated samples. The

stence of two counteracting phenomena: on one side the-

shift observed between the Cu0, Cu0.5 and Cu1 alloys is

re is the spheroidization and the coarsening of the Si-par-

mainly imputable to the density increase of the metastable

ticles responsible for the initial decay in hardness (see

Mg2Si phase (designed as ’ε’ in this paper), to precipitation

Silicon particles in Figs. 4 and 5) and, on the other side,

of Q’ and Ө’’ and to Cu remaining in solid solution [21]. The

there is the solid solution strengthening promoted at high

effect of precipitation strengthening is more efficient for

temperature, more pronounced in S530°C samples. After

the S530°C+NA samples and increases with Cu content as

exposure at room temperature for twelve months (Figs.

shown in Fig. 3, where the ∆HV is the incremental diffe-

2c and 2d), the aging response is comprehensive of all the

rence between hardness average values after natural aging

mechanisms responsible for strengthening, in particular: i)

and just solution treated at 500° and 530°C.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 40

Scientific papers - Light metals

Fig.3 - Incremental difference (∆HV) between average HV values after one year natural aging and in the as solution treated state at 500°C and 530°C, as function of Cu content in the alloys.

Despite what mentioned above, a relevant hardness contri-

state and 0h, 4h, 8h and 12h S530°C+NA condition.

compounds evolution and/or modification and/or dissolu-

Microstructure study by optical and scanning electron mi-

of these phases and hence correlate the mechanical respon-

Aiming to validate the efficiency of the proposed etching,

bution might be attributed to eutectic Si and intermetallic

tion. In particular, in order to assess the solubility/stability se, four representative points have been selected for image

analysis investigations in the three Cu content alloys over the

two heat treatment conditions: 0h, 4h, 5h, 12h in S500°C+NA

croscopy

and hence to perform image analysis by means of optical micrographs, a comparison between the as-cast and the heat treated case have been offered in Figs. 4 and 5, respectively.

Fig.4 - BSE images of the Cu1 as-cast sample a) before and b) after chemical etching. c), d) and e) High magnification BSE images of the detected phases; f) Q-phase EDS spectrum.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Memorie scientifiche - Leghe leggere

Fig.5 - BSE images of the Cu1 sample, solution heat treated at 500°C for 4 h, a) before and b) after chemical etching. c), d) and e) High magnification BSE images of the detected phases; f) EDS spectrum #4. The micrographs of the as-cast Cu1 alloy before and after

red electron (BSE) images and EDS spectra (Fig. 4c, d, e and

representative intermetallic compounds were marked by

by semi-quantitative EDS analysis are labelled in Table 2.

etching are shown in Figs. 4a and 4b, respectively. Three squares and further investigated with the help of backscatte-

4f respectively). Their chemical compositions as measured

Tab.2 - Chemical composition of the intermetallic phases shown in Fig. 4. measured by semi-quantitative EDS analysis. Spectrum

Phases

Al (%)

Mg (%)

Si (%)

Fe (%)

Cu (%)

Tot. (%)

Panel c

66.17

0.53

1.64

29.89

100.00

Panel c

81.7

0.23

10.27

0.52

100.00

Panel d

68.08

9.05

19.82

100.00

Panel e

59.81

17.68

17.3

5.15

100.00

Q and Ө phases are found in Fig. 4c to be coupled with small and isolated β-plates, as also observed by [22]. With refe-

rence to Fig. 4a and 4b, EDS measurements (Table 2 and Fig. 4) confirm the selective nature of the applied etching: the Q-phases are preferentially etched compared to others. In Fig. 4d, the π- phase is found together with the β-phase. La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

The spectrum in Fig. 4d related to the π-phase shows as the

concurrent content of Mg, Si and Fe prevents the reactivity of this compound to the proposed etching (Figs. 5a and b), allowing us to discriminate the two Mg-rich phases under OM. Finally, Figs. 4e and 4f show a BSE image of a Q-phase and its

spectrum respectively, firstly displayed in Fig. 4a and Fig. 4b pagina 42

Scientific papers - Light metals and marked with panel “e”. After chemical etching by HNO3,

773 K (S500°C) for 4h. With reference to the Figs. 5a and 5b,

observed in the work proposed by Javidani [4]. In addition,

sceptibly to the etching, contrary to the β-phase indicated

the Q-phase changes to black colour; the same scenario was

the phases indicated with “d” and “e” panels reveal their su-

the author reported an excellent agreement between the re-

with “c” panel and further investigated in Fig. 5c. Focusing

sults of OM and X-ray elemental mapping (EPMA) to distin-

now on the compositions of the detected phases (Figs. 5c,

guish the phases.

d, e) labelled in Table 3, it is possible to observe a new phase

In analogy to the as cast case (Fig. 4), Fig. 5 shows BSE mi-

(as compared to the as-cast case), listed as Al-Si-Cu-Fe and

crographs of the sample with 1 wt% Cu solution treated at

previously reported by [22].

Tab.3 - Composition of the Intermetallic phases reported in Fig. 5. as measured by semi-quantitative EDS. Spectrum

Phases

Al (%)

Mg (%)

Si (%)

Fe (%)

Cu (%)

Tot. (%)

Panel c

85.55

0.30

4.58

8.63

0.94

100.00

Panel d

Al-Si-Cu-Fe

76.58

0.16

8.17

12.34

2.75

100.00

Panel d

Al-Si-Cu-Fe

79.79

0.23

7.59

9.88

2.51

100.00

Panel e

Al-Si-Cu-Fe

80.8

0.26

7.43

9.28

2.23

100.00

Performing image analysis over different samples in the as-

(Q+ε-Mg2Si) and Fe-bearing (π+β) intermetallics are provided

cast and heat-treated conditions, black phases were accoun-

in Fig. 6 with respect of the Cu content (alloys: Cu0, Cu0.5

parently, during the solution treatment this Mg- and Cu-rich

or S530°C).

ted as Q-phase and/or eventually Mg2Si phase. Thought ap-

compound seems to loose almost integrally its Mg content

and partially its Si-content, while getting enriched in Fe. Javidani in [4] demonstrated that the stability of Q-phase is strict-

ly dependent of the Cu/Mg ratio, and in details the alloys with lower Cu content (1.5 wt.% Cu and ~0.3 wt. % Mg) experience the dissolution of this phase at ~803K (530°C).

Area fraction of the investigated phases

The measured area fraction of the Mg-bearing compounds

and Cu1) and of the solution treatment temperature (S500°C

In order to better display the influence of both heat treatment

conditions and Cu addition over the evolution of the different compounds, the area fraction of the phases have been nor-

malized to the total phase area fraction as measured in the as-cast reference sample for each alloy.

The Area Fraction of the phases quantified in the original

A356 alloy (Cu0) and in the copper containing alloys (Cu0.5

and Cu1) are presented in Figs. 6a and 6b during the solution treatment at 500°C.

Fig.6 - The quantified area fractions of a) (β+π) phases and b) (Q+ε) and (Ө) intermetallics during Solution Treatment (SHT) at 500°C for different Cu content alloys. La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Memorie scientifiche - Leghe leggere As the Q- and Mg2Si-phases (marked as Q+ε) appeared in

graph depending on the amount of Copper present in the al-

(dark – Mg bearing intermetallics), both phases were counted

due to Mg and Si atom solid solution strengthening but,

proach has been used for the Fe bearing intermetallics (i.e., π

60HV value until the end of time considered (12 hours). The

the etched microstructure with more or less the same color together (Q+ε-Mg2Si) in image analysis (Fig. 6b). A similar ap-

and β) due to their lower contrast in color; these two phases were counted together as well (Fig. 6b).

The area fraction of (β+π) intermetallics decreases in 4 hours

and then enhances to a peak in one hour, independently from the Cu content (Cu0, Cu0.5 or Cu1). For longer times,

their area fraction converges to values between 0.18 and 0.4. The Cu0.5 sample shows the most significant reduction in area fraction of (β+π) intermetallic after 4h (to 25% of the ini-

tial value); moreover, at the end of treatment time (12 hours), the Cu1 sample contains the higher fraction (0.42) of (β+π).

Fig. 6b shows the area fraction variation of Q- and Mg2Si-pha-

ses (Q+ε) and Ө intermetallic phase during solution at 500°C,

for Cu0, Cu0.5 and Cu1 samples. As the Q-phase contains Copper (Al5Cu2Mg8Si6), the curve related to Cu0 only inclu-

des Mg2Si. In this case again, after 4 hours treatment, an in-

crease in area fraction, although small (0.02), is observed.

Moreover, a quantity of Mg2Si equal to 0.1 is still present after 12 hours. For Cu0.5 and Cu1 samples, the Q-and Mg2Si-pha-

se area fractions evolve during time presenting a minimum

after 4 hours and reaching a stabilisation at 12 hours close to Cu0 value. The Ө phase has already disappeared after 4 hours of solution treatment, regardless of the Cu content.

In order to better understand the intermetallic phase evolu-

tion and the solid solution strengthening at 500°C, Vickers

microhardness was carefully measured with a load of 5 g in

the matrix regions (Fig. 7) where intermetallics or Si particles were not detectable by optical microscopy, for Cu0, Cu0.5 and Cu1 samples. Two behaviours are distinguishable in the

loy. In the Cu0 sample, HV0.005 increases by 5 units in 4 hours

it decreases to the starting value in one hour, retaining the

increase of HV, related to the increase of Mg and Si in solid solution, corresponds to a decrease of (β+π) area fraction at

4 hours (Fig. 5a). Moreover, the subsequent decrease in HV

(consistent with a lower content of Mg and Si in SS) determines the area fraction increase of (β+π) phases (as they were

counted together it makes sense to think that the contribution to the total area fraction is different between β and π).

In the copper containing alloys, the higher solid solution har-

dening belongs to Cu0.5, as it reaches the highest HV values

after 5 hours. Moreover, hardness has a peak at 5 hours for both Cu0.5 and Cu1 alloys, contrary to what is seen for the

Cu0 sample. The presence of Cu in solid solution of course, increases the HV in the matrix but it determines, at the same time, the reduction of Ө to 0% area fraction, regardless of the

Cu content. The area fraction of Q+Mg2Si (Q+ε) phases de-

creases to 50% of the starting value in 4 hours and afterwards increases to 0.2 area fraction. This value remains quite close

to the last detected. From these measurements, the Cu0.5 samples represent the most effective alloy in modifying the

kinetics of dissolution/precipitation of the evaluated intermetallics.

According to Fig. 8a, the electrical conductivity (EC) measu-

red after solution treatment at 500°C increases with time for the Cu0, while it decreases for the Cu1 sample. The Cu0.5 has

an overall decreasing trend, even if there is a minimum at 4

hours. These EC measurements seem consistent with matrix microhardness shown in Fig. 7.

Fig.7 - Matrix microhardness after solution heat treatment at 500°C + natural aging.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 44

Scientific papers - Light metals The increase in EC for the Cu0 may be the result of the fol-

the matrix microhardness. For the Cu1 sample, the EC re-

solution and -at the same time- are recycled by the inter-

quantity of Cu, Mg and Si atoms that remains in solid solu-

lowing overall compensation: Mg and Si atoms go in solid metallic phase (mainly β and π) by inducing a decrease in

duction during solution treatment is related to the higher tion, as justified by the increase in matrix microhardness.

Fig.8 - Electrical conductivity measured after solution treatment and aging at room temperature. a) SHT at 500°C, b) SHT at 530°C. The EC values measured after the heat treatment at 530°C (Fig. 8b) are generally lower than those at 500°C, as expected from the physical meaning of EC measurements,

due to the higher presence of atoms in solid solution at higher temperature. According to the EC trend, the kinetics

of solution treatment at 530°C is similar, to the 500°C one for the Cu0 and Cu1 samples. On the contrary, the Cu0.5

sample shows an increase in EC values in relation to time, differently from what emerged at 500°C, where it decrea-

sed. The importance of this reversed trend is connected to the effect that the presence of 0.5% Cu has in this matrix

(0.5Cu sample). At 530°C, the balance between Cu, Mg and Si atoms that leave the matrix and are caught by the inter-

metallic phases and those present in solid solution is positive for Cu0.5 sample. Hence, the EC increases and settles in the considered time. This is directly explainable by

the stabilization in the area fraction of intermetallic phases present at 530°C for Cu0.5 as it is shown in Figs. 9a and 9b.

Fig.9 - The quantified area fractions of a) (β+π) phases and b) (Q+ε) and (Ө) intermetallics during Solution Treatment (SHT) at 530°C for different Cu content alloys. La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Memorie scientifiche - Leghe leggere The addition of 1% Cu to the original alloy brings to a

• The presence of copper modified the stability and the

stabilization of (β+π) phases (area fraction of 0.4, Fig. 9a)

dissolution kinetics of (β+π). At the two investigated

during solution treatment at 530°C, while for lower Cu

solution temperatures, their area fraction decreases

contents (Cu0 and Cu0.5), samples lose 70% of their (β+π)

with time in Cu0 and Cu0.5 samples. In Cu1 samples,

area fraction. As for the evolution of (Q+ε) intermetallics at

the area fraction of (β+π) remains almost constant with

530°C (Fig. 9b), the effect of Cu is similar to Cu0.5 and Cu1

time and comparable at the end of two solution treat-

samples with a slight reduction related to time. In the Cu0

ments.

sample, where only the ε phase is present (Fig. 9b), the

• The (Q+ε) intermetallics area fraction increased with

evolution is exactly specular to the Cu containing samples

copper content (Cu0.5 and Cu1 samples) especially

(Cu0.5 and Cu1).

at the highest temperature investigated (530°C); conversely, their area fraction decreased with time. Re-

CONCLUSIONS

garding the Ө phase, it was no more detectable after

In this work, the influence of Cu content (0 - 0.5- 1wt%) on

4 hours, independently from the Cu content and tem-

the stability of intermetallic phases in a modified A356 alu-

perature.

minium alloy was investigated at 500° and 530°C by optical

• The measurements of electrical conductivity and ma-

microscopy, SEM, Vickers microhardness and electrical

trix microhardness confirmed the overall behaviour

conductivity. The following conclusions can be drawn:

during the investigated solution treatments.

AKNOWLEDGEMENTS Authors wish to thank Hydro Aluminium for original alloy. REFERENCES [1]

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pagina 47

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Experts’ Corner - Light metals

Come si è arrivati alla sinterotempra (parte 2) a cura di: Gian Filippo Bocchini, consulente in metallurgia delle polveri TEMPRABILITÀ: EFFETTI DEGLI ELEMENTI DI LEGA NEGLI ACCIAI SINTERIZZATI

cleazione e si ritarda trasformazione dell'austenite, con-

Krauss, [13], riporta la definizione di temprabilità proposta

aumenta".

da Grossmann e Bain, [14]: “idoneità determina la profondità e la distribuzione della durezza prodotte dalla tempra”. Secondo Llewellyn e Hudd, [16], “la temprabilità concerne la profondità d’indurimento o il profilo di durezza in un componente, piuttosto che il raggiungimento di uno specifico livello di durezza”. Se si utilizza la microstruttura come parametro di controllo, Siebert e Breen, [17], definiscono la temprabilità come “la capacità di un acciaio di trasformarsi, parzialmente o completamente, da austenite in una certa percentuale di martensite, ad una data profondità, quando raffreddato in determinate condizioni”. Chiaramente, la temprabilità differisce dalla durezza. Dalla metallurgia dell'acciaio sappiamo che il contenuto di martensite dopo tempra dipende dalla composizione chimica. Il carbonio è sempre presente negli acciai; se il suo contenuto aumenta, fino a quasi 0,8%, anche la temprabilità e la durezza dopo tempra aumentano. Elevati contenuti

trollata dalla diffusione. Di conseguenza, la temprabilità Nei materiali sinterizzati a base ferro, a parità di altre condizioni, la dimensione dei grani di austenite dipende dall’intensità della sinterizzazione, definita, per esempio, da un parametro di Larson-Miller, [6]. Delle semplici considerazioni di contenimento dei costi di produzione limitano superiormente la combinazione tempo-temperatura del processo e la corrispondente dimensione dei grani di austenite. Pertanto, considerando tutti gli effetti elencati in precedenza, l'unico modo possibile per migliorare la temprabilità di acciai sinterizzati è un arricchimento del loro contenuto di lega, per consentire che un mezzo di tempra relativamente blando sia sufficiente a formare martensite nel raffreddamento. In generale, si può affermare che la temprabilità degli acciai della MdP sia definita da: •

a seconda del tipo di polvere e delle condizioni di ela-

di carbonio, tuttavia, tendono a •

favorire la presenza di austenite residua dopo tempra,

•

spostare verso il basso Ms, cioè la temperatura di inizio della formazione di martensite,

•

diminuire la tenacità del materiale,

•

aumentare la distorsione delle forme dei particolari e il rischio di criccature.

Com’è ben noto, gli acciai semplici al carbonio richiedono mezzi di tempra molto severi, (o “drastici”, come acqua o salamoia), per trasformare l'austenite in martensite. Di conseguenza, gli acciai sinterizzati al solo carbonio sono inadatti alla sinterotempra. Anche la dimensione dei grani di austenite influisce sulla temprabilità di un acciaio: una grana grossolana aumenta la temprabilità. Krauss, [18], afferma che "i bordi dei grani austenitici sono siti preferiti per la nucleazione delle fasi proeutettoidi e perlite. Pertanto, se la dimensione del grano di austenite in un acciaio è grossolana, è disponibile un minor numero di siti di nu-

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composizione chimica, che può essere disomogenea, borazione,

•

dimensione del grano austenitico, prevalentemente funzione delle condizioni di sinterizzazione,

•

velocità di raffreddamento all'interno dei particolari, che dipende dal materiale (composizione chimica, intensità di sinterizzazione, densità), dalla geometria e dalle dimensioni del particolare.

In linea di principio, le principali differenze tra materiali sinterizzati o completamente densi sono la presenza di porosità e, in diversi casi, l’eterogeneità delle composizioni chimiche [8, 12]. A causa del crescente interesse per la sinterotempra, la conoscenza della temprabilità degli acciai sinterizzati diventa sempre più importante, per valutare gli effetti del peso massimo del particolare e delle sue caratteristiche di forma. L’influenza delle aggiunte di lega sulla temprabilità di un acciaio si esprime di solito mediante un fattore moltiplicativo, (Llewellyn e Hudd, [19]),

pagina 49

Scenari - Leghe leggere

Le curve di figura 15, pubblicate da deRetana e Doane, [20],

per acciai sinterizzati ottenuti da polveri prelegate, ma tra-

mostrano andamenti lineari o parabolici; si osserva anche

scurando – per il momento – ogni possibile influenza della

che, in acciai a basso tenore di carbonio, 1% Mo corri-

densità del materiale.

sponde a 1,12% Mn o 1,45% Cr o 2,33% Ni.

Per gli acciai completamente densi, la temprabilità può

Considerando la variabilità delle aggiunte di lega nei ma-

essere stimata in termini di carbonio equivalente (CE), pa-

teriali sinterizzati, sembra abbastanza difficile definire un

rametro che tiene conto della concentrazione di ogni ele-

preciso fattore moltiplicatore, valido per garantire, con

mento in base alla sua capacità di ritardare la trasformazio-

successo, l'applicazione, della sinterotempra.

ne austenite/martensite, (Dearden e O’Niel, [21]):

Questa ipotetica possibilità potrebbe diventare reale solo

Nella figura 15 non compare il rame, che è invece un ele-

hanno spinto a suggerire una corrispondenza media “di la-

mento di lega molto frequente nella metallurgia delle

voro”. In quella sede si dà per scontata una distribuzione

polveri dei materiali ferrosi. Il grafico di figura 16, tratto da

omogenea del rame nell’acciaio. Scostamenti notevoli fra

Siebert e Breen, [17], presenta delle notevoli differenze fra

risultati ottenuti in laboratori diversi mostrano comunque

risultati ottenuti da sperimentatori diversi, differenze che

l’effetto positivo del rame.

Fig.15 - Fattori moltiplicatori medi per diversi elementi di lega in acciai contenenti 0,15 – 0,25% C. (da deRetana e Doane, [20])

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Fig.16 - Fattori moltiplicatori medi in acciai alligati con rame. (Da Siebert e Breen, [17]).

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Experts’ Corner - Light metals

Fig.17 - Fattori moltiplicatori medi in acciai alligati con cromo. (Da Siebert e Breen, [17]. La figura 17 mostra che anche nel caso di un alligante come

tipiche del processo termico – a prescindere da possibili

degli acciai, gli scostamenti fra risultati ottenuti da speri-

sentono di certo di raggiungere la completa uniformità di

il cromo, ben più importante del rame nella metallurgia mentatori diversi sono notevoli. Un confronto fra le figure

15 e 17, poi, non contribuisce di certo a eliminare i motivi d’incertezza sui risultati.

Per completezza, si deve anche osservare che, nel caso di

un materiale sinterizzato ferro-rame, soprattutto quando la sinterizzazione viene eseguita a 1120 °C, le condizioni

fenomeni di segregazione al raffreddamento – non con-

distribuzione. In figura 18, [22], si riporta la micrografia di un materiale Fe-Cu, al 2%, dopo sinterizzazione a 1120 °C,

per mezz’ora. L’attacco metallografico evidenzia le zone

ricche di rame, sistematicamente distribuite ai bordi dei grani, poiché raggiunte dall’alligante prevalentemente per diffusione, in fase liquida, ai bordi dei grani stessi.

Fig.18 - Microstruttura di acciaio Fe + 2% Cu, dopo sinterizzazione a 1120 °C, per mezz’ora.

Polvere base di tipo atomizzato; densità 7,0 g/cm3. (Da Höganäs. Handbook, Vol. 6, Metallography, [22]).

Anche dopo sinterizzazione a 1250° C non si raggiunge una distribuzione omogenea del rame. Si deve tuttavia far notare che, nei colli di saldatura creati dalla diffusione, il tenore di rame è di solito più alto di quello medio. Per questo motivo, l’effetto del rame sulla resistenza meccanica dopo tempra può essere superiore a quello che si potrebbe stimare mediante l’equazione (6). Nel caso del nichel e del molibdeno, aggiunti in miscela o mediante diffusion-bonding, si devono fare delle considerazioni diverse da quelle viste per il rame, poiché: • non avviene passaggio di stato,

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• le diffusività dei due metalli nel ferro γ sono comparabili a quella del rame (v. fig. 4). A titolo di esempio, in figura 19 si riporta un grafico, pubblicato da Tracey, [23], nel quale appare evidente l’aumento di temprabilità derivante da un incremento delle condizioni di sinterizzazione. Poiché non sembra siano disponibili dei dati sul carbonio equivalente di acciai della MdP sinterizzati in condizioni determinate, per una corretta valutazione della loro temprabilità sono necessari dei criteri diversi da quelli usuali.

Inoltre, per ottimizzare la scelta delle aggiunte di lega ne-

pagina 51

Scenari - Leghe leggere gli acciai sinterizzati da trattamento termico, è necessario

delle polveri in pressatura,

teristiche degli elementi aggiunti,

considerare in modo specifico altri fattori, quali: 2.

la tecnica di formazione di lega,

l’influenza di ogni aggiunta sul comportamento

le esigenze di sinterizzazione derivanti dalle carat-

l’efficacia delle varie aggiunte sulla temprabilità.

Fig.19 - Effetto delle condizioni di sinterizzazione sulle curve CCT di un acciaio sinterizzato basato su polvere diffusion-bonded da ferro atomizzato (+ 0,5% C). Da V. Tracey, [23], ridisegnata.

Numerosi autori hanno descritto le possibili tecniche di al-

ligazione in metallurgia delle polveri. Una schematizzazio-

ne riportata frequentemente è illustrata in figura 20, [24].

Fig.20 - Possibili tecniche di formazione di leghe in metallurgia delle polveri [24]. B. James, [25], ha analizzato le varie tecniche cercando di valutarne – almeno qualitativamente – la maggiore o mino-

re idoneità alla sinterotempra. Le indicazioni di James sono riportate nella tabella IV.

La figura 4 e la tabella IV indicano che: • •

•

le miscele di polveri elementari non sono idonee alla sinterotempra,

nel caso di altre tecniche di formazione di lega, sono

necessari dei tenori minimi di carbonio e del “totale” degli elementi di lega,

nel caso di materiali ibridi o diffusion-bonded (suffi-

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

cientemente ricchi in lega), è necessario comunque un certo grado di diffusione in sinterizzazione, di non facile definizione numerica.

Le curve CCT della figura 21 (da V. Tracey, [23]), mostrano

come, a parità di altre condizioni, la temprabilità aumenti

con l’aumentare del tenore totale di elementi di lega, diffusi solo in misura parziale; essa mostra anche il notevole incremento di temprabilità derivante dalla presenza di Mo completamente disciolto, conformemente alle indicazioni di figura 15. Si deve infine far notare la stretta analogia fra le figure 13 e 21.

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Experts’ Corner - Light metals

Fig.21 - Curve CCT di acciai sinterizzati da polveri diff.-bonded a diverso tenore di Ni, Cu o Mo o da una polvere prelegata con 1,5% Mo. In tutti i casi, C = 0,45%. (Da Tracey, [23]).

Tab.4 - Tecniche di metallurgia delle polveri per produrre acciai basso-legati (da B. James, [25]). No.

Tecnica

Breve descrizione

Idoneità alla sinterotempra

Miscelazione

Le aggiunte di alligante alla polvere di ferro base sono fatte sotto forma di polveri elementari o ferrolege. Questo è il metodo di alligazione meno costoso e più comunemente utilizzato. Poiché la polvere di ferro base non è indurita da elementi di lega disciolti, quando le miscele vengono pressate i materiali conservano la buona comprimibilità del ferro base. Il grado di alligazione in sinterizzazione è limitato dalla diffusività degli elementi leganti nel ferro alla temperatura di processo, e le microstrutture risultanti sono chimicamente eterogenee. Questo tipo di materiale è soggetto anche a segregazione e perdita di frazione fina durante le movimentazioni e nella fase di riempitura che precede la compressione.

Nessuna

Prelega parziale, controllata (diff. -bonding) (1)

Le aggiunte di alligante sono (molto parzialmente) prelegate, per diffusione, alle particelle di ferro base, in modo tale da conservare la comprimibilità del ferro. Questi materiali sono spesso indicati come prelegati per diffusione (o diffusion-bonded). Le polveri sono molto comprimibili e, dopo sinterizzazione, si hanno microstrutture eterogenee, con le zone centrali delle particelle scarsamente (o per nulla) legate e con una rete continua di collegamenti (o colli) interparticellari ad alti tenori di legante.

Dipende da composizione chi mica, entità dell’alligazione, grado di diffusione in sinterizza-zazione dei metalli aggiunti, tenore di carbonio, densità dopo sinterizzazione.

Prelega completa

Gli elementi di lega, fatta eccezione per il carbonio, vengono aggiunti al metallo liquido prima dell’atomizzazione. Ciò si traduce in composizioni omo- Dipende da: genee e microstrutture uniformi anche nel caso di controlli di microdurezza. • composizione ed entità L’indurimento per soluzione delle aggiunte di lega nelle particelle di polvere dell’alligazione, fa generalmente diminuire la comprimibilità delle polveri rispetto ai mate- • tenore di carbonio, riali comparabili miscelati o parzialmente prelegati. Tuttavia, sono state svi- • densità dopo luppate delle polveri prelegate con molibdeno come principale alligante, la sinterizzazione. cui comprimibilità si avvicina a quella di polveri diffusion-bonded a base ferro.

Leghe ibride

Con la comparsa delle polveri prelegate ad alta comprimibilità sono stati sviluppati dei materiali basati su aggiunte – parzialmente prediffuse – a queste polveri. Ad esempio, dei materiali di largo impiego sono basati su un'aggiunta del 2 % di Ni e 0,4 ÷ 0,6 di grafite ad una polvere prelegata con 0,85 % di Mo, come principale alligante. Sono stati introdotti anche degli acciai sinterizzati al cromo-manganese, basati su aggiunte di polveri di ferrocromo o ferromanganese, ad alto carbonio (granulometria inferiore a 20 µm) a polveri prelegate con 0,85% Mo.

Dipende da: • composizione ed entità dell’alligazione, • tenore di carbonio, • densità dopo sinterizzazione.

Altre polveri ibride di largo impiego contengono 1,5% Mo.

(1)

Il carbonio è sempre aggiunto come grafite, mescolata alla polvere diffusion-bonded.

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Scenari - Leghe leggere ALLIGANTI NEGLI ACCIAI SINTERIZZATI: VINCOLI DERIVANTI DALLA PRESSATURA O DALLA SINTERIZZAZIONE Le aggiunte di lega devono essere scelte tenendo conto di possibili eventuali effetti sulla comprimibilità della polvere base, vale a dire sulla sua capacità di raggiungere una determinata densità sotto una pressione di pressatura compatibile con la resistenza dei materiali degli stampi, sia meccanica sia a usura. In linea di principio, una polvere metallica soggetta a pressione, dopo le fasi di ridistribuzione spaziale e deformazioni elastiche, subisce una deformazione plastica, che si estende da alcuni nuclei a tutto

il suo volume. Quindi, tanto più elevato è il limite superiore di snervamento, tanto più elevata sarà la pressione necessaria per raggiungere una certa densità. Tra durezza e resistenza allo snervamento non esiste una correlazione lineare, ma le curve di figura 22 possono aiutare a capire l'effetto negativo delle aggiunte di lega sugli aumenti di densità sotto pressione. L’alligazione con Si o Mn implica una rilevante diminuzione della comprimibilità; l'effetto sfavorevole del nichel è quasi due volte superiore a quello del cromo. L’effetto negativo del molibdeno sulla comprimibilità delle polveri di ferro, invece, è modesto.

Fig.22 - Influenza delle aggiunte di lega disciolte nel ferro sulla durezza Brinell. Esigenze legate alle condizioni di sinterizzazione sono

zioni che, prevalentemente, causano riduzione di ossidi o

motivo di altre restrizioni sulla scelta degli elementi di

ossidazione di metalli.

lega. Come affermato da Nayar, [26], e German, [27], “le

Se supponiamo che:

reazioni termochimiche fra la polvere in sinterizzazione

•

e l’atmosfera di processo costituiscono un vincolo importante per il buon risultato della sinterizzazione”. Gli equilibri fra le fasi solide e il gas circostante controllano le

le sostanze solide abbiano composizione chimica definita e fissa,

•

il metallo, l’ossigeno e l’ossido siano in equilibrio, come indicato dall’equazione di reazione

reazioni chimiche che avvengono in sinterizzazione, rea7) in cui il pedice s indica lo stato solido, la costante di equi-

librio è data dal rapporto, [28, 29, 30],

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

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Experts’ Corner - Light metals in cui

α indica le attività delle fasi solide,

P02è la pressione parziale di ossigeno. Nel caso di sostanze o elementi puri si può ammettere che le attività siano uguali a 1. Pertanto, la costante di equili-

brio della reazione di ossido-riduzione dipende in modo univoco dall’inverso della pressione parziale di O2. La condizione di equilibrio dipende dalla variazione di energia libera standard (o energia libera di Gibbs), che è una misura

della forza trainante termodinamica necessaria per avviare una reazione:

9) Per una reazione spontanea, vale a dire per una reazione

rizzazione, la diminuzione della pressione parziale di O2, o

gia libera di Gibbs è negativa. Più stabile è un ossido, mino-

determinati limiti critici, implica problemi tecnici crescen-

che avviene senza apporto di energia dall’esterno, l'ener-

re dovrebbe essere la quantità relativa di specie ossidanti all'equilibrio. Le energie libere standard di formazione di

molti ossidi, in funzione della temperatura, sono riportate

del rapporto H2O/H2, o del punto di rugiada, al di sotto di

ti. Ciò significa che Ni, Fe e Mo, (metalli puri o combinati fra loro), sono “facili” da sinterizzare.

Al contrario, quanto minore è la pressione parziale di O2

graficamente nel cosiddetto diagramma di Ellingham, [28].

all’equilibrio, tanto più severe sono le esigenze di com-

semplice, come quello riportato in figura 23.

cioè di un’atmosfera estremamente rarefatta).

Per i nostri scopi è sufficiente un diagramma molto più Per quanto concerne le atmosfere controllate per la sinte-

posizione chimica dell’atmosfera protettiva (o del “vuoto”,

Fig.23 - Condizioni di equilibrio fra alcuni metalli e i loro

Fig.24 - Valori all’equilibrio del punto di rugiada per diverse

curva: condizioni riducenti.

De Cataldis, [34].

ossidi. Sotto ogni curva: condizioni ossidanti; sopra ogni

leghe Fe-Cr, in atmosfera d’idrogeno puro. Da Bocchini e

Fig.25 - Valori all’equilibrio del punto di rugiada per diverse

Fig.26 - Valori all’equilibrio della pressione parziale di ossi-

(Da Bocchini e De Cataldis, [34]).

leghe Fe-Cr, in atmosfera N2/H2 80/20.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

geno per diverse leghe Fe-Cr.

pagina 55

Scenari - Leghe leggere Pertanto, il cromo, e, a maggior ragione, il manganese, sono

camente, alcuni criteri per la definizione "ottimale" di materie

sono compatibili con l’impiego di atmosfere di endogas. [31,

lità, tuttavia, trascura un elemento base: indipendentemen-

metalli “difficili” da sinterizzare: entrambi, ad esempio, non

prime idonee al processo di sinterotempra. Questa possibi-

32, 33, 34, 35]. Le condizioni di equilibrio sono riportate nelle

te dalle considerazioni precedenti, ogni possibile scelta di

figure 23, 24, 25, 26. Le curve della figura 23 sono riferite a

composizione deve essere compatibile con le polveri da

metalli puri. Nel caso di soluzioni solide, si devono conside-

sinterotempra disponibili sul mercato. Tutti i principali pro-

rare le attività dei metalli disciolti. I risultati dei calcoli termo-

duttori di polveri a base ferro propongono delle materie pri-

dinamici eseguiti per diverse leghe Fe-Cr, sono diagrammati

me sufficientemente ricche di idonee aggiunte di lega, tali da

nelle figure 24, 25, 26. Un confronto fra le figure 23 e 26 evi-

renderle adatte al processo, e forniscono dei dati tecnici sul

denzia che già 1% di cromo nel ferro causa una forte dimi-

loro comportamento in pressatura e sinterizzazione, com-

nuzione della pressione parziale di ossigeno all’equilibrio. Le

prese le variazioni dimensionali in condizioni tipiche di pro-

leghe Fe-Mn richiedono atmosfere di sinterizzazione ancora

cesso. Tuttavia, per una scelta ponderata, lo Standard MPIF

più “secche” di quelle richieste per la corretta sinterizzazio-

35, [39], è un supporto affidabile. Esso comprende una vasta

ne di quelle Fe-Cr. Pertanto, tenendo conto di tutti gli effetti,

gamma di materiali, suddivisi per categorie, in base alla com-

per quanto concerne l’efficacia sulla temprabilità degli acciai

posizione chimica o in previsione di un determinato proces-

sinterizzati, la scelta ottimale sarebbe il molibdeno, seguito

so di elaborazione, anche specifico, come quello di sintero-

da cromo e manganese. Per completezza, si devono citare

tempra (S-H, Sinter-Hardening). Ogni materiale è definito da

anche Mosca e Porchia, [35], Beiss, [36], e Durdaller, [37]. Il

una denominazione specifica, codificata da lettere.

primo scritto sulle atmosfere controllate per sinterizzazione,

Uno schema delle differenti composizioni chimiche previ-

dovuto a Koebel, [38], risale addirittura al 1948, con un ritardo

ste dallo Standard MPIF, [39], è riepilogato nella tabella V. FL

di una decina anni rispetto all’inizio delle applicazioni indu-

indica polveri prelegate. Non tutte le combinazioni possibili

striali del processo a materiali ferrosi.

sono incluse nello Standard.

Il costo è l’ultimo fattore da prendere in considerazione. An-

Per ogni materiale (composizione chimica e densità), la nor-

che se i prezzi cambiano in continuazione, secondo situazio-

ma MPIF, [39], specifica anche la resistenza minima e i valori

ni più o meno contingenti, Ni, e soprattutto Mo, sono molto

tipici delle proprietà fisiche e meccaniche, di solito indispen-

più costosi di Cr o Mn.

sabili per una progettazione dei particolari che sia corretta e

affidabile. In tabella 6 si riporta una parte della pagina dedicata

SCELTA DELLE AGGIUNTE DI LEGA PER ACCIAI DELLA

agli acciai sinterotemprati. HT significa trattati termicamente.

METALLURGIA DELLE POLVERI

Per i tecnici che impiegano il Sistema Metrico di Unità di Mi-

Se cerchiamo di trarre delle conclusioni dai vari dati, esigen-

sura, la MPIF ha reso disponibili dei fogli con dati in MPa per

ze di processo, e costi, si potrebbero esporre, almeno teori-

il carico di rottura e Nm per la resilienza.

Tab.5 - Acciai da sinterotempra previsti dalla norma Standard MPIF 35, 2012, [39]. Designazione del materiale

Composizioni chimiche, %, Fe

FLNX-XXXX

resto

0,6 ÷ 0,9

1,0 ÷ 3,0 3,0 ÷ 5,0* 5,0 ÷ 7,0*

0,65 ÷ 0,95

0,05 ÷ 0,30

FLNC-XXXX

resto

0,6 ÷ 0,9

1,0 ÷ 3,0

0,65 ÷ 0,95

1,0 ÷ 3,0

0,05 ÷ 0,30

FLCX-XXXX

resto

0,6 ÷ 0,9 0,5 ÷ 0,7 0,6 ÷ 0,8

1,6 ÷ 2,0 1,2 ÷ 1,6 -

0,43 ÷ 0,60 1,1 ÷ 1,4 1,3 ÷ 1,7 0,15 ÷ 0,30

1,0 ÷ 3,0 0,7 ÷ 1,4 1,0 ÷ 3,0

0,05 ÷ 0,30

1,3 ÷ 1,7

FL-XXXX

resto

0,4 ÷ 0,6

0,40 ÷ 0,60

0,05 ÷ 0,30

2,7 ÷ 3,3

X indica cifre differenti, a seconda della composizione chi-

elementare.

*Almeno 2% del nichel è aggiunto alla miscela come polvere

cole quantità aggiunte per scopi specifici.

mica tipica.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

Altri elementi: 2,0% massimo; possono includere altre pic-

pagina 56

Experts’ Corner - Light metals

98 HRB

155

0.28

1720

730

115

0.25

930

(1)

155

0.28

790

(1)

115

0.25

1100

(1)

155

0.28

480

(1)

115

FLNC-4408-130HT

900

970

(1)

FLC2-4808-70HT

480

520

(1)

FLC2-4808-145HT

1000

1070

FL-5305-105HT

720

FL-5395-150HT

1030

Modulo di Young

410

Allungamento (su 25,4 mm)

FLNC-4408-60HT

(1): 0.2%; Per I materiali trattati lo snervamento e il carico di rottura sono approssimativamente gli stessi. (2): Barrette di prova Charpy senza intaglio. (3): Misure dirette nelle scale Rockwell.

(4): Microdurezza. Misure in HV0,1 o Knoop e conversione in

HRC. I valori riportati sono quelli rilevati sulla martensite. Se sono presenti della perlite fine o della bainite, su queste fasi si rilevano tipicamente valori compresi fra 25 e 45 HRC.

(5) 90% probabilità di sopravvivenza; valori da prove a flessione rotante, convertiti in valori a fatica assiale.

PROPRIETÀ FISCHE: EFFETTI SULLA TEMPRABILITÀ DI ACCIAI SINTERIZZATI

Qualunque sia il materiale scelto, la sinterotempra richiede una certa velocità di raffreddamento entro l’intervallo cri-

tico. Il mezzo di tempra è l’atmosfera protettiva (riscaldata dal carico avanzante nel forno e raffreddata immediatamente

dopo) e il meccanismo di trasporto del calore è la convezione forzata: la martensite si forma per effetto della tempra in

gas. Si può applicare al processo di sinterotempra la definizione fornita dall’ASM, [40]:

“Si utilizza la tempra in gas per fornire una velocità di raf-

freddamento che è più elevata di quella in aria calma e mi-

nore di quella che si ottiene in olio. Nella tempra in gas, il pezzo, austenitizzato, è posto direttamente nella zona di tempra e il calore viene asportato da una corrente di gas in

movimento veloce. La velocità di raffreddamento del me-

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

Densità

520

GPa

Limite di fatica (5)

1100

Durezza “vera” (4)

MPa

Durezza apparente (3)

Lim. di snervamento a compressione

0.25

MPa

Reslilienza (2)

MPa

Codice di designazione del materiale

Rapporto di Poisson

MPa

Carico di rottura a trazione

Resistenza minima

Carico di rottura a flessione

Limite di snervamento

Tab.6 - Acciai sinterotemprati. Resistenza minima e proprietà tipiche (Da MPIF Standard 35, [39]).

MPa

g/cm3

55 HRC

120

6.60

30 HRC

55 HRC

290

7.20

620

25 HRC

55 HRC

180*

6.60

1860

1100

40 HRC

55 HRC

350*

7.20

1210

790

25 HRC

55 HRC

160

6.60

2140

1170

40 HRC

55 HRC

340

7.20

tallo dipende dall’area superficiale, dalla massa del pezzo, e da tipo, pressione e velocità del gas di raffreddamento.

La velocità di raffreddamento può essere regolata e con-

trollata cambiando il tipo, la pressione e la velocità del gas, fornendo così un grado di flessibilità che può essere

ottenuto con pochissimi altri mezzi di tempra. Durante il periodo di raffreddamento, grandi volumi di gas vengono

indirizzati attraverso ugelli o pale per colpire con violenza le superfici dei pezzi da indurire. Dopo l'assorbimento di

calore dal materiale in corso di trattamento, il gas viene raffreddato mediante passaggi attraverso serpentine raffreddate ad acqua o refrigerate. Delle ventole di ricircolo

reindirizzano il gas agli ugelli, attraverso i quali esso viene nuovamente diretto sul materiale da trattare”. …

Se aggiungiamo che i pezzi in trattamento sono in lento

movimento, di solito trasportati da tappeti a maglia metallica o da sistemi a rulli, le frasi prima citate, [40], descrivono

completamente il meccanismo di raffreddamento rapido in

sinterotempra. Se la conduttività termica del materiale sinte-

rizzato è abbastanza alta e le dimensioni del particolare sono modeste, in modo che si possa ammettere che la differenza di temperatura tra la superficie e il cuore del pezzo sia trascurabile, (la resistenza termica superficiale è molto più elevata

della resistenza termica interna, e, quindi, il trasferimento di

calore sulla superficie è il fattore limitante), [41, 42]), la dimi-

nuzione della temperatura nel raffreddamento segue la cosiddetta legge di Newton, [41, 42, 43]:

pagina 57

Scenari - Leghe leggere

10) nella quale

Tav.,t è la temperatura media del corpo al tempo t,

VELOCITÀ DI RAFFREDDAMENTO, CONDUCIBILITÀ

è la temperatura del fluido di raffreddamento, suppo-

è la temperatura inziale del corpo solido,

Ovviamente, anche se elevata, la conducibilità termica di

è l’area della superficie del pezzo,

all'interno dei particolari in trattamento, qualunque sia il

sta costante,

è il coefficiente di scambio termico in superficie,

è il tempo dall’inizio del contatto fra il pezzo e il fluido,

è il volume del pezzo,

è la densità del materiale del pezzo,

è il calore specifico del materiale che costituisce il pezzo.

TERMICA E DIFFUSIVITÀ TERMICA DEGLI ACCIAI SINTERIZZATI

un materiale sinterizzato è sempre finita. Di conseguenza, fluido di raffreddamento, esistono sempre dei gradienti di

temperatura. L'ipotesi ideale sopra indicata, di assenza di gradienti di temperatura all'interno dei particolari, è espressa dal valore del numero di Biot, adimensionale, [41, 42, 43]:

11) nella quale

è la lunghezza caratteristica del corpo, data dal rap-

porto fra volume e area, m,

è il coefficiente di scambio termico per trasporto di

calore convettivo dalla superficie esterna, (W/m2•K),

è la conducibilità termica del materiale da raffreddare, W/m•K.

Bi può essere considerato come il rapporto fra resistenza

termica conduttiva e resistenza termica convettiva, cioè:

12)

in cui 13)

è la sezione trasversale di scambio termico, normale alla direzione del flusso termico,

Rconv è la resistenza convettiva all’interfaccia solido-fluido, che, nel nostro caso, è data dal rapporto

Le equazioni (12) e (13) mostrano che:

to alla resistenza al trasferimento di calore tra il solido e

lunghezza caratteristica del corpo, è molto piccola. Nella

Se Bi è molto piccolo (Bi < 0,1), i gradienti di temperatura

all’interno del corpo solido sono trascurabili.

Conduzione di calore senza gradiente di temperatura implica conducibilità termica infinita, condizione chiaramente

impossibile. Tuttavia, essa viene approssimata se la resistenza alla conduzione all'interno del solido è bassa, rispet-

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

l’ambiente circostante [39, 40, 42, 43], specialmente se Lc, grande maggioranza dei casi pratici (date le dimensioni tipiche dei particolari sinterizzati), i gradienti della temperatura interna non sono del tutto trascurabili. Pertanto, per la valu-

tazione di questi gradienti, è necessario introdurre un nuovo parametro, utile a dare informazioni sulle caratteristiche

termiche di qualsiasi materiale in conduzione transitoria,

pagina 58

Experts’ Corner - Light metals parametro non presente nel trasporto di calore in regime

Più elevata è la diffusività termica, più veloce sarà la propa-

ca che definisce la velocità di propagazione del calore per

conducibilità termica, k, al calore specifico, c, e alla densità,

stazionario: la diffusività termica, una proprietà termo-fisiconduzione, quando la temperatura varia.

gazione del calore. La diffusività termica [m2s-1] è legata alla

γ, dalla relazione:

15)

o, aggiungendo il pedice s per designare il materiale sinterizzato,

15 bis)

in cui:

γ s

è la diffusività termica del metallo, o della lega, com-

è la conducibilità termica del metallo, o della lega,

è la densità del metallo, o della lega, completamente

è il calore specifico del metallo, o della lega, comple-

pletamente densi,

completamente densi,

zato/a a densità γs,

è la porosità del metallo (o della lega) sinterizzato/a a densità γs,

è un fattore adimensionale, > 1.

densi,

Ovviamente, per motivi fisici, è γs = γ (1 – ε) e cs = c (1 – ε).

tamente densi,

all’interno del corpo caldo durante il transitorio di raffred-

as,γs è la diffusività termica del metallo (o della lega) sintek s

è la densità del metallo (o della lega) sinterizzato/a,

cs,γs è il calore specifico del metallo (o della lega) sinteriz-

rizzato/a a densità γs,

è la conducibilità termica del metallo (o della lega) sinterizzato/a a densità γs,

La diffusività termica regola il gradiente di temperatura damento. Per esempio, per un parallelepipedo, la distribu-

zione di temperatura, in funzione dello spazio e del tempo,

è descritta dall’equazione differenziale a derivate parziali [41]:

16)

Per confrontare la discesa della temperatura interna nel transitorio di raffreddamento temporaneo, in un particolare metallico completamente denso, o in un particolare sinterizzato

di uguale forma e dimensioni, è necessario valutare l’influenza della densità sulle grandezze fisiche delle equazioni (14) e (14').

La conducibilità termica dei metalli sinterizzati dipende dalle

caratteristiche di porosità, vale a dire dalla frazione in volume e dalla distribuzione nello spazio della fase solida intervallata

dai canali dei pori. A loro volta, queste caratteristiche dipendono dal tipo di polvere, dal livello di densità, dal tipo e dalla

quantità di lubrificante, dagli effetti dell’attrito in pressatura, dalle condizioni di sinterizzazione; in altri termini, è

17)

1n [44] e [45] si dimostra che deve essere ks < k(1 – ε) e che si

valentemente compresi fra (1 – 1,2ε) e (1 –1,6ε). Questo risul-

possono approssimare sufficientemente i dati reali ammet-

tato può essere parzialmente suffragato da considerazioni di

mostrano che, per ε ≤ 0.15, i risultati sperimentali sono pre-

γ(1 – ε) e cs = c(1 – ε). L’equazione (14’) indica che la diffusivi-

tendo che sia ks ≥ k(1 – 2ε) . I grafici pubblicati da Beiss, [46],

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

ordine fisico (v. appendice). Sempre per ragioni fisiche, è γs =

pagina 59

Scenari - Leghe leggere tà di un materiale poroso (nell’ipotesi che la sua conducibi-

contrasto con il dato fisico di una diffusività termica relativa

lità termica sia uguale a quella del corrispondente materiale

degli acciai sinterizzati minore di 1. In figura 27 si riportano

denso, moltiplicata per (1 – nε), con n > 1) è sempre minore

le curve di raffreddamento sperimentali pubblicate da Saari-

di quella del corrispondente materiale compatto per effetto

tas et alii, [47]. Il materiale FL-4405 è un acciaio contenente

della porosità. La diffusività termica relativa tende a 1 al ten-

0,85% Mo, prelegato, e 0,5% C. In figura 28. si riportano le

dere a zero della porosità. In Tabella VII si riportano alcuni

curve di raffreddamento al cuore, in aria calma, registrate su

valori ottenuti per calcolo. I risultati sperimentali pubblicati

provini a forma di parallelepipedi alti 63 mm, a base quadrata

da Saaritas et alii, [47], e, poi, da Bocchini et alii, [48, 49, 50],

di 65 mm di lato, [48, 49, 50]. In entrambi i casi, la velocità di

presentano andamenti che a prima vista sembrano essere in

raffreddamento aumenta al diminuire della densità.

Tab.7 - Diffusività termica relativa (RTD) di acciai sinterizzati a diverse densità Densità, g/cm3

6.50

6.60

6.75

7.00

7.25

7.50

7.75

7.85

n = 1.15

0.9688

0.9716

0.9756

0.9818

0.9876

0.9930

0.9981

1.0000

n = 1.20

0.9585

0.9621

0.9674

0.9757

0.9834

0.9907

0.9974

1.0000

Dall’applicazione dell’analisi numerica ai risultati speri-

di acciaio compatto di uguale massa è uguale a (1 – ε)3: ogni

mentali, [50, 51], è stata ricavata la figura 29, che evidenzia

suo lato ha una lunghezza di (1 – ε). Pertanto, la superficie di

realtà, per una valutazione più completa del fenomeno, si

caso di acciaio sinterizzato a porosità ε e uguale a (1– ε)2/3

a parità di massa, il volume e le superfici di scambio termico

essere considerato come un fattore di accelerazione della

riamo un cubetto di lato unitario di acciaio sinterizzato, (1,0

quello compatto.

l’effetto della densità sulla velocità di raffreddamento. In deve considerare che la presenza di porosità fa aumentare, fra pezzo in raffreddamento e ambiente. Infatti, se conside-

trasmissione del calore da ogni faccia è uguale a 1 cm2 nel

nel caso dell’acciaio compatto. Il rapporto 1/(1– ε)2/3 può

trasmissione del calore dell’acciaio sinterizzato rispetto a

cm), la sua massa è di 7,85*(1 – ε) g. Il volume del cubetto

Fig.27 - Curve di raffreddamento, in funzione della

Fig.28 - Curve di raffreddamento tipiche, in aria calma,

porosità percentuale, a distanza di 5 mm dalla superficie

registrate a 3 mm di distanza dalla faccia

temprata con acqua di provini Jominy. Da [47]

“temprata” di provette di acciai sinterizzati, a due densità. (Da Bocchini et alii, [49, 50]).

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 60

Experts’ Corner - Light metals La considerazione globale degli effetti della porosità dimi-

moltiplicando per (1 – 1,75ε) poi moltiplicato il per rapporto

le superfici di scambio termico, permette di comprendere

razione dello scambio termico”, nelle condizioni più sfa-

minuire della porosità. Se indichiamo con k1,5 il valore dalla

Le curve rilevate sperimentalmente, quindi, non devono

nuzione della conducibilità a della diffusività e aumento del-

perché la velocità di smaltimento del calore aumenta al diconducibilità termica calcolato moltiplicando per (1 – 1,5ε) il valore della stessa grandezza fisica nota per l’acciaio com-

patto equivalente e calcoliamo la superficie di scambio termico mediante il rapporto 1/(1 - ε)2, possiamo considerare

il prodotto dei due come un “fattore di accelerazione dello

scambio termico”, nelle condizioni più favorevoli. Analogamente, il prodotto dalla conducibilità termica calcolato

1/(1-ε)2, può essere considerato come un “fattore di accele-

vorevoli. I risultati dei calcoli sono riportati nella figura 30.

sorprendere: la maggiore estensione dell’area di scambio termico rispetto alla “massa termica” costituisce un fattore di accelerazione della trasmissione di calore. Questo risul-

tato, ottenuto in modo abbastanza semplice, permette di escludere le ipotesi più o meno verosimili e fantasiose che furono a suo tempo proposte da diversi autori.

Fig.29 - Curve della temperatura al cuore, in funzione del

Fig.30 - Conducibilità termiche relative e attori di accele-

tempo, di parallelepipedi di acciaio

razione dello scambio termico

sinterizzato, a diverse densità, ottenute mediante analisi numerica. (Da [51]). A volte, dimenticare di usare “il rasoio di Occam”, cioè

di fori e cavità, se presenti), al fluido di raffreddamento, a

“eliminare con tagli di lama tutte le strade più complicate e

temperatura Tf, (supposta costante), Il flusso di calore au-

imboccare quella più immediata e plausibile” può esporre

menta se aumentano T o V.

al rischio di brutte figure.

Un parametro d’impiego frequente in MdP, per valutare l’i-

Per quanto concerne Biot, vissuto a cavallo fra il 1700 e la

doneità alla formatura mediante pressatura di determinate

prima metà del 1800, non poteva conoscere la

geometrie – o forme – è un rapporto fra aree, in un certo

metallurgia delle polveri, all’epoca limitata al platino, né,

qual modo analogo al cosiddetto “rapporto di aspetto”

tantomeno, l’esistenza di metalli porosi.

(aspect ratio) di un’ala, [52]. Un parametro caratteristico,

In appendice si riportano alcune note su conducibilità e

analogo al rapporto di aspetto, può essere il rapporto fra

diffusività termiche di acciai sinterizzati, porosi.

superfice geometrica e volume del pezzo, che è uguale a 1/Lc (v. 10). Poiché il numero di Biot di qualsiasi materiale

EFFETTO DELLA GEOMETRIA DEI PARTICOLARI SULLA

sinterizzato, in ambiente gassoso, può essere supposto <

RISPOSTA ALLA SINTEROTEMPRA

0,1, la velocità di trasporto di calore verso l’ambiente cir-

La quantità di calore contenuta in un particolare a tempe-

costante – per convezione o/o irraggiamento – dipende

ratura T è data dal prodotto Qt = γsVcT. Il calore passa dal-

dalla superficie esterna del pezzo, mentre il contenuto di

la superficie esterna del pezzo, S, (comprese le superfici

calore dipende dalla temperatura istantanea e dalla massa.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 61

Scenari - Leghe leggere Pertanto, il rapporto superficie/volume (in breve, S/V) può

le, cioè dai colli di sinterizzazione.

essere considerato sufficientemente rappresentativo, [51].

Se si cerca di determinare la durezza apparente, in partico-

A questo punto, per migliore comprensione, è necessa-

lare su superfici indurite, utilizzando, ad esempio, le sca-

ria una breve digressione. L’esperienza ha dimostrato che,

le HRA, o HRC o HV a più di 1 kg, si rileva che la durezza

quando si eseguono delle misure di durezza su materiali

aumenta, in misura apprezzabile, all’aumentare del tempo

metallici sinterizzati, si riscontra una differenza fra durezza

o della temperatura di sinterizzazione. La densità esercita

“vera” e durezza “apparente”:

un’influenza analoga.

•

la prima dipende solo dalla microstruttura locale e

Le curve della figura 31, tratta da Blande e Tengzelius, [53],

non risente della resistenza al cedimento del “tela-

mostrano l’influenza del carico di prova sul valore nume-

io” costituito dall’insieme delle particelle di polvere

rico della durezza Vickers di acciai acciai sinterizzati e trat-

saldate in sinterizzazione;

tati. La differenza fra durezza “vera”, (o durezza del singolo

la durezza apparente dipende dalla microstruttura e

grano), e durezza apparente è evidente; essa è considerata

dall’estensione delle aree di saldatura fra le particel-

espressamente nella normativa, DIN o ISO, [54, 55].

Fig.31 - Durezza Vickers, a differenti carichi di prova, in funzione della densità di acciai sinterizzati e trattati (Da Blände and Tengzelius, [53], ridisegnata).

Nella figura 32, [49, 51], sono diagrammate le durezze ap-

rettamente al flusso raffreddante dell’atmosfera, mentre la

parenti misurate su 2 facce opposte di pezzi a forma di

faccia inferiore era poggiata sul nastro del forno. Le diffe-

parallelepipedo (63 mm di lato; altezza tra 2,5 e 65 mm).

renze di durezza tra le facce sono trascurabili, conferman-

La composizione della polvere di partenza, prelegata con

do così l'ipotesi di un numero di Biot molto basso. L'au-

1,4% Mo, comprendeva 4 % Ni e 2% Cu, (diff. bonded) e

mento di durezza in funzione del rapporto S/V è indice di

0.7% di grafite, aggiunta per miscelazione insieme al lubri-

diverse frazioni di micro-costituenti duri. L’esame metal-

ficante. La sinterizzazione è stata eseguita a 1125 °C, per

lografico ha fatto rilevare assenza di martensite per S/V <

25 minuti, in atmosfera di endogas, in un forno attrezzato

0,2 mm-1; una certa quantità di bainite, presente anche a

con camera di ripristino del carbonio e sezione finale con

S/V = 0,86, e un rapporto martensite/bainite crescente in

raffreddamento rapido. La faccia superiore era esposta di-

funzione del rapporto S/V.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 62

Experts’ Corner - Light metals

Fig.32 - Influenza del rapporto superficie/volume sulla durezza HV5, dopo sinterotempra, di particolari massicci, a densità di 6,8 o 7,0 g/cm3. [51]. Questi risultati permettono di proporre una tecnica sem-

parità di composizione chimica e densità – indicano diffe-

plice, basata su misurazioni di durezza HV5, per valutare se

renti quantità di fasi costituenti. Fra A e B prevalgono dei

una data combinazione fra composizione chimica del ma-

micro-costituenti teneri, quali ferrite e perlite, presumibil-

teriale e condizioni di processo consente la corretta sinte-

mente insieme ad una certa quantità di bainite; fra B e C la

rotempra. La tecnica proposta è esemplificata nella figura

ferrite e la perlite diminuiscono, la bainite coesiste con la

33, che mostra un forte aumento della durezza, da A a B,

martensite, la cui frazione cresce progressivamente.

per S/V < 0,2 mm , un aumento notevole della durezza da

La sinterotempra “completa” è possibile solo per S/V > 1.2

B a C, per 0,2 < S/V < 1,2 mm , e una durezza costante, da

mm-1, cioè quando si forma solo martensite.

-1

C a D, cioè per S/V > 1,2 mm-1. Le variazioni di durezza – a

Fig.33 - Esempio di un grafico di riferimento (durezza HV5 in funzione del rapporto S/V, 1/Lc), per valutare la possibilità di una sinterotempra completa.

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 63

Scenari - Leghe leggere DISTENSIONE DOPO SINTEROTEMPRA

chieste. In un forno di sinterotempra correttamente pro-

Per quanto concerne la distensione dopo tempra, le con-

gettato, la temperatura da raggiungere dopo raffredda-

dizioni valide per acciai completamente densi possono

mento rapido deve consentire la formazione di martensite

essere trasferite direttamente a quelli sinterizzati. L’unica

in misura superiore al 90%.

differenza può derivare da possibili problemi d’incendio,

Dalla metallurgia degli acciai, è noto che ogni aggiunta di

legati all’olio di tempra rimasto nei pori, riscaldato, in aria,

lega abbassa la temperatura d’inizio della formazione

a più di 200 °C. Questa limitazione non sussiste nel caso

di martensite, Ms. Secondo Andrews, [56], se le concen-

di distensione dopo sinterotempra, e la temperatura può

trazioni degli elementi di lega sono espresse come

essere stabilita considerando unicamente le proprietà ri-

percentuali in peso, è 18)

Poiché la temperatura di fine della trasformazione marten-

mescolata con 0,9% C, 2,0% Cu e lubrificante, con sinte-

sitica, Mf, è di circa 200 °C inferiore a Ms, per ottenere la

rizzazione a 1120 °C, per mezz’ora, in atmosfera 90/10 N2/

microstruttura desiderata i pezzi dovrebbero essere raf-

H2. La lettera W indica (curva di) Whöler. Il codice del ma-

freddati a meno di 50 °C prima della distensione. In figura

teriale, (norma MPIF 35, [39]), è FLNC-4408. Dopo raffred-

34, ripresa da Vachon et alii, [57], si presenta un esempio

damento rapido, alcune barrette sono state distese a 150

dell’effetto positivo della distensione su un acciaio sinte-

°C prima delle prove di fatica.

rizzato, a densità di 6,85 g/cm3, ottenuto da polvere prele-

L’incremento di resistenza a fatica derivante dalla disten-

gata (0,44 Mn, 0,74 Mo, 1,79 Ni),

sione appare evidente.

Fig.34 - Curve di Whöler S-N di campioni sinterotemprati o sinterotemprati e distesi a 150 °C. Da Vachon et alii, [57], ridisegnata. In blu: materiale non disteso dopo sinterotempra. In rosso: materiale disteso dopo sinterotempra.

Altri dati sull’effetto della distensione sulla resistenza a

a massimizzare una determinata proprietà (ad esempio fa-

fatica di un acciaio sinterizzato “ibrido” sono stati pubbli-

tica a trazione-compressione) sono identicamente valide

cati da Cordeiro Hafez, [58], Alcuni risultati, che indica-

anche per un'altra proprietà (ad esempio, resistenza all'ur-

no l'effetto della temperatura di distensione sul limite di

to). D’Armas, et alii, infatti, [59], hanno dimostrato che la

fatica, sono riportati in forma grafica nella figura 35. Non

scelta della temperatura di distensione ottimale cambia

necessariamente le condizioni ottimali di distensione atte

se il parametro di progetto da rendere massimo è la resi-

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 64

Experts’ Corner - Light metals stenza a fatica invece di quella statica. Indipendentemente

– salvo situazioni “compensanti” di stati tensionali partico-

dai requisiti dell'applicazione, la distensione è sempre ne-

lari, favorevoli, – è sempre pericolosamente fragile. (fine

cessaria dopo la sinterotempra. La martensite non distesa

parte 2).

Fig.35 - Limite di fatica a 3x105 cicli in funzione della temperature di distensione e della densità. Polvere ibrida (1,5% Mo, prelega, e 2,0% Cu, diffusion-bonded), con 0,6% C. Sinterizzazione a 1120 °C, per 30 min. (Da [58], ridisegnata).

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 65

Atti e notizie - AIM news

Ricordo del Prof. Sergio Gallo

a cura di F. Bonollo - Professore ordinario di metallurgia, Università di Padova

Ho avuto l’opportunità, e la fortuna, di incontrare Sergio Gallo nell’estate del 1990, quando coordinava la preparazione di un progetto di ricerca sulle leghe di alluminio e sui materiali compositi a matrice metallica. Ne ho un vivissimo ricordo, sia umano che professionale. Nella sua persona confluivano competenza e signorilità, autorità e semplicità, passione e carisma. Ebbi poi la possibilità di lavorare con lui nel 2002, quando (lui era Presidente Onorario di Teksid) seguì, con l’entusiasmo degno di un giovane ricercatore, un mio laureando di Ingegneria. Nel 2004, quando celebrammo a Bologna i 50 anni del Centro Metalli Leggeri dell'AIM, lo invitai a parlare delle potenzialità delle leghe di alluminio nel settore dell'automotive. Con naturalezza e con uno stile affascinante, raccontò ad una platea piena di giovani studenti la storia dell'alluminio in Italia (e non solo), con la competenza e l'entusiasmo di chi, quella storia, l'aveva vissuta da protagonista. Una mia laureanda, che aveva l'incarico di fare una sintesi dei vari interventi, fu talmente coinvolta e ammirata dal racconto di Sergio Gallo, che, anziché sintetizzare il tutto in una pagina, come le avevo chiesto, preferì prepararne la trascrizione integrale. Quella trascrizione, finora inedita, viene pubblicata di seguito, e ben rappresenta lo stile e la personalità di un Uomo e di un Metallurgista che è stato un onore conoscere.

LEGHE LEGGERE PER COMPONENTI… SEMPRE PIÙ

che però ha raggiunto dei volumi di impiego assolutamen-

LEGGERI

te straordinari.

Sergio Gallo, Presidente Onorario Teksid Aluminum

Quando io ho lasciato il Politecnico di Torino era il 1953 e stava nascendo la famosa Fiat 1.100 103, che era la prima

Mi rivolgo soprattutto ai giovani, ai ragazzi ai quali forse è

vettura a scocca portante ed erano in cantiere la 500 e la

bene raccontare qualcosa del passato! Vi parlerò dell'allu-

600. La Fiat fin dal 1934 con la Balilla e poi la Topolino ave-

minio, settore in cui ho lavorato per 51 anni: quindi ho se-

va usato l'alluminio per fare la testa cilindri, e di lì non è mai

guito in pratica tutta l'evoluzione dell'alluminio nel campo

più tornata indietro. I progettisti volevano l'alluminio per-

dei trasporti. L'alluminio è un metallo straordinario: resi-

ché permette di andare ad un numero di giri più elevato, a

ste alla corrosione, è leggero, si cola bene in quanto fon-

rapporti di compressione più elevati grazie alla conducibi-

de a temperature basse (perché trattare un metallo liquido

lità termica, quindi già allora si guardava al consumo. Nel

a 600 °C è abbastanza agevole se consideriamo la ghisa,

1953-54 si prospettava la possibilità di grosse produzioni

che si deve colare a 1450 °C), ha una lavorabilità all'utensi-

di teste di alluminio, quindi si sono cominciati a pensare

le straordinaria, accetta la velocità di solidificazione lenta,

dei sistemi di colata meccanizzati, per avere dei ritmi pro-

come la colata in sabbia, oppure rapida, come la colata in

duttivi elevati.

stampo metallico, è disponibile sotto forma di leghe su cui

L'alluminio, come tutti i metalli ha, non dico una virtù (è

è permesso il trattamento termico, e quindi un aumento

tutt'altro che una virtù), la prerogativa, quando passa dallo

sensibile delle caratteristiche meccaniche.

stato liquido allo stato solido, di diminuire il volume. L'al-

Per tutti questi motivi, l'alluminio ha attirato immediata-

luminio ha una diminuzione di volume di circa il 6%, il che

mente l'interesse dei progettisti, non appena il costo del

significa che quando si versa il metallo in una forma e la

metallo si è fatto accessibile. Finchè era limitato alla gio-

solidificazione comincia dalle pareti del getto e va verso

ielleria era una curiosità, ma diciamo che da circa 100 anni

l'interno, l'ultima parte che solidifica non ha più metallo

il metallo è entrato nell'uso comune. È un metallo giovane

a sufficienza, e vengono fuori dei “buchi”, delle rarefazio-

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

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Atti e notizie - AIM news ni che possono compromettere la funzionalità del pezzo.

A quell'epoca io ero alla Fiat: avevamo delle fonderie nuo-

È venuta quindi la necessità di introdurre dei sistemi co-

ve, che erano state progettate per sopperire al fabbisogno,

siddetti di alimentazione, e quindi delle grosse riserve di

entro due anni, di 10.000 vetture al giorno. Nel momento

metallo liquido in grado di “nutrire” il getto mano a mano

in cui però tutto era pronto, impianti, tecnici e persona-

che solidifica. Queste riserve sono chiamate materozze.

le, la produzione è calata a 5.000. Naturalmente questo

Pensate che per produrre un getto di 10 kg si devono in-

vuol dire avere sulle spalle degli ammortamenti enormi,

trodurre 20 kg di metallo nel forno, il che gioca in maniera

ma soprattutto avere del personale che non si poteva li-

notevole sui costi.

cenziare. Allora venne l'idea, considerata folle dai sommi

Nonostante questo, l'alluminio è entrato a piedi uniti e non

amministartori, di vendere le teste di alluminio agli ameri-

è più uscito in tutte le vetture europee e giapponesi. Gli

cani. Ecco quindi che dopo un'adeguata preparazione del

americani hanno seguito una filosofia diversa. Gli america-

terreno siamo andati a bussare alle porte della Ford e della

ni hanno sempre usato per tradizione di avere ogni anno

Chrysler. Nel giro di pochi mesi siamo riusciti a prendere

nuovi modelli di tutte le vetture. In realtà di nuovo c'era

l'ordine dalla Chrysler, che era in cattive acque e aveva bi-

solo la carrozzeria. Il Power 3, che era il motore, era sem-

sogno di nuovi motori, e ci ha affidato la sua produzione.

pre lo stesso; motori di 4-5 litri di cilindrata, a V, tutti in

E qui è scattata un'evoluzione molto interessante. Fino a

ghisa.

quel momento, le fonderie erano note se erano capaci di

Perche tutto in ghisa? Intanto la ghisa costa molto poco

prendere il disegno fatto dal progettista e riprodurlo con il

rispetto all'alluminio, costava allora e ancora adesso. La

getto. Quindi la fonderia eseguiva quello di cui il proget-

ghisa si lavora bene all'utensile, tutto sommato non pre-

tista aveva bisogno. Soprattutto con gli americani, ma già

senta problemi sulla conduzione del motore, l'usura delle

con i nostri progettisti, si è capito che bisognava mettere

canne cilindro non è un problema, ma soprattutto la ghisa,

alle strette i progettisti e convincerli che bisognava dise-

che è una lega ferro-carbonio, presenta un interessante

gnare per l'alluminio, cioè è nato il concetto del co-desi-

fenomeno: durante la solidificazione, si separa la fase gra-

gn, un concetto che negli anni si è affermato in una manie-

fite. La grafite è un costituente estremamente leggero, di

ra enorme. Le fonderie che vogliono espandersi e trovare

grosso volume rispetto al peso, quindi la grafite che si se-

mercato devono essere in grado di ridisegnare il pezzo

para durante la solidificazione della ghisa compensa pra-

oppure di collaborare con il cliente e far nascere il pezzo

ticamente tutto il ritiro, perciò non si hanno problemi di

adatto al progetto per avere meno scarti e migliori presta-

cavità interne e rarefazioni. Quindi, messa a punto la colata

zioni.

di un blocco motore o di una testa per 15-20 anni i grossi

In quegli anni, già prima della crisi petrolifera, avevamo

produttore automobilistici non hanno mai più guardato il

affrontato un altro problema: l'alluminio era un materiale

motore. Le vetture facevano 3-4 chilometri con un litro,

dalle ottime prestazioni, ma costava troppo caro, se non si

però la benzina in America costava pochissimo e quindi è

abbassava il prezzo c'era il rischio che i produttori di auto-

continuato così.

mobili decidessero di ritornare alla ghisa. Allora si è presa

Sarebbe continuato così per sempre, se non ci fosse stata

una decisione: perchè non usare, per fare le teste moto-

la crisi petrolifera, che ha aperto gli occhi sul problema.

re, una lega secondaria ? Mentre per produrre alluminio

Allora era in carica un Presidente, Carter, che, pur non es-

occorrevano a quei tempi più di 20 kWh/kg, per produrre

sendo un tecnico, tutt'altro, aveva dei consiglieri specia-

una testa partendo dai rottami si consumava meno di un

listi e li ascoltava. Carter ha emesso, dopo delle lotte che

kWh/kg, quindi la proposta era estremamente appetibile.

potete immaginare, una legge, la Legge CAFE (Company

Purtroppo c'era il problema delle numerose impurezze

Adress Fuel Economy), che imponeva che entro 5 anni la

presenti nei materiali di riciclo. Visto il mio trascorso al

media del consumo di tutte le vetture prodotte in un anno

Politecnico di Torino e approfittando dei buoni contat-

non superasse un consumo di 27,5 miglia per gallone.

ti esistenti, abbiamo avviato un progetto di ricerca che è

Questa legge ha provocato il panico nell'industria auto-

durato oltre due anni, che doveva far capire quali erano gli

mobilistica americana.

effetti positivi e soprattutto negativi delle impurezze inevi-

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Atti e notizie - AIM news tabilmente presenti nei rottami, il ferro in primo luogo. Il

momento, tutta la nostra produzione, che è arrivata a 300

ferro fino ad un certo tenore, 0,4-0,5, non crea grossi pro-

tonnellate al giorno, è avvenuta con leghe secondarie.

blemi, ma quando arriva a 0,8-0,9 provoca dei difetti di fra-

Questo esperimento ha proliferato poi per tutta Europa:

gilità, perché si formano dei componenti chiamati “a scrit-

il vantaggio non è solo quello ovvio, che si risparmia l'e-

tura cinese”, in quanto hanno l'aspetto degli ideogrammi

nergia di fusione, ma bisogna ricordare che il miglior forno

cinesi. Le ricerche hanno dimostrato che quando il ferro

fusorio non può evitare una perdita di almeno l'1,5%, ma

sale, conviene controbilanciare il ferro con l'aggiunta di

anche il 2%, per l'ossidazione dell'alluminio. Su 100 ton-

manganese, che provoca la formazione di un composto

nellate al giorno di metallo fuso, significano 2 tonnellate

intermetallico ferro-manganese-alluminio che è tondeg-

di metallo ossidato. Non solo, l'ossido che si forma va a

giante, e quindi l'effetto negativo è mitigato. Siamo così

finire come impurezza nel bagno e bisogna toglierlo, con

arrivati, dopo due anni, ad essere in grado di proporre ai

i relativi costi. Inoltre quando il metallo arriva sotto forma

nostri clienti, che allora erano i progettisti delle auto, l'idea

di pani su dei pallet è necessario l'intervento di un carrel-

di fare la testa in lega secondaria. All'epoca si risparmiava il

lista che prende i pani e li porta nel magazzino, poi quan-

10% sul costo della lega, il che voleva dire se una lega in-

do alimenta il forno deve andare a prendere il pane e deve

cide per il 50% sul costo del metallo, un risparmio del 5%

portarlo al forno, con un dispendio di tempo e un utilizzo

nel costo del getto, che per l'auto è un valore molto eleva-

eccessivo di manodopera. Questo è stato il primo esem-

to. Siamo stati i primi al mondo ad usare la lega secondaria.

pio in Italia di just-in-time: il metallo liquido arriva sui tre

E qui, siccome come in tutti gli stabilimenti, anche nelle

turni, come lavora la fonderia, ogni due-tre ore. Tutto que-

fonderie, c’erano i “vecchi” che, essendo conservatori,

sto è servito in maniera notevole a ridurre i costi, e quindi a

obbiettavano che non era possibile garantire uno standard

rendere sempre più competitivo l'alluminio e a mantenere

qualitativo nei panotti di lega secondaria acquistati dai raf-

il mercato.

finatori, ci venne in mente quello che avevamo visto in una

Quando noi abbiamo cominciato a lavorare con gli ame-

fonderia americana. Questa era posta non molto lontano

ricani, gli abbiamo insegnato ad usare la lega di alluminio

dal produttore di leghe e si faceva portare la lega allo stato

secondario per le teste. Dopo la Chrysler, è venuta la col-

liquido per mezzo di camion. Il nostro produttore di lega

laborazione con la Ford e con la General Motors. Noi sia-

primaria all'epoca era la SAVA di Porto Marghera, la qua-

mo arrivati a produrre 12.500.000 teste all'anno, delle quali

le venne messa alle strette e per non perdere il proprio

solo una parte per la Fiat. Abbiamo poi dovuto aprire niove

cliente migliore venne costretta a diventare produttrice di

fonderie: ne abbiamo 3 negli Stati Uniti, 1 in Messico, 1 in

leghe secondarie e a portarci il metallo allo stato liquido

Brasile per poter alimentare questa domanda di teste mo-

direttamente alle fonderie. Per il trasporto abbiamo co-

tore.

struito una siviera di 7 tonnellate di capacità, opportuna-

Cosa è venuto dopo, è implicito: se l’alluminio va bene

mente isolata, dimostrando che la perdita di temperatura

per la testa, perché non per il blocco motore? E qui c'è

del metallo al suo interno era di circa 10 °C all'ora. Noi

stato il più bell'esempio di co-design. La Ford ha deciso

stavamo costruendo una fonderia a Carmagnola, vicino a

all'epoca di passare all'alluminio con tutto il motore della

Torino, e l'abbiamo fatta con forni di una capacità tale da

Lincoln Continental, che era la sua “ammiraglia”. Era una

poter ricevere di colpo 7 tonnellate per volta. L'inaugu-

produzione di nicchia, di appena 75.000 auto all’anno,

razione della fabbrica, e quindi del trasporto del metallo

quindi per i volumi americani era poco. Il motore, che era

liquido, è avvenuta un giorno del 1966, il giorno dell'inon-

precedentemente tutto in ghisa, venne ridisegnato da un

dazione di Firenze. Il camion è partito da Porto Marghera

team formato dai nostri specialisti in fonderia, dai motoristi

sotto la pioggia e durante il viaggio ha continuato a piove-

del Centro Ricerche Fiat e dagli ingegneri del motore del-

re. Ha impiegato 8 ore per arrivare a Carmagnola. All'arrivo

la Ford. Il motore è stato ridisegnato in Italia e, una volta

del camion tutti pensavano che il metallo si fosse raffred-

approvato dai tecnici della Ford, è entrato in produzione,

dato troppo, solidificandosi, invece non è stato così: in 8

e tutta la produzione è avvenuta in Italia. Questo è stato

ore di viaggio aveva perso, come previsto, 80 °C. Da quel

un bel trionfo dell'alluminio e della tecnologia italiana.

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Atti e notizie - AIM news Per fare il blocco motore però ci sono dei bei problemi,

la compattazione del pezzo avviene in maniera assoluta.

perché il pistone di alluminio dilata molto più della canna,

Completata la compattazione, si scarica il gas, si apre l'au-

quindi bisogna partire con un gioco a freddo, che causa un

toclave, e i pezzi risultano perfetti al controllo radiografi-

po' di fumo alla partenza ma viene recuperato quando il pi-

co. La resistenza fatica aumenta enormemente. L'automo-

stone scaldandosi si dilata. Per non avere troppi problemi

bile però non è mai potuta avvicinarsi a questo processo,

abbiamo convinto i clienti a usare la canna di ghisa.

a causa della pericolosità e della lunghezza del ciclo, che

Il mercato dell'automobile ha bisogno di ridurre il peso.

comportavano costi insostenibili (all'inizio erano neces-

Dopo il blocco motore e dopo la testa, è inevitabile pen-

sarie 20 ore/ciclo, ridotte ultimamente a 10-12 ore/ciclo).

sare alle sospensioni: i montanti delle ruote, i bracci delle

Qualche anno fa, visitando un Centro di Ricerche di cui la

sospensioni, le pinze freno, anche i dischi freno. Ora, per

GM possedeva il 50%, abbiamo scoperto che stavano stu-

fare i componenti delle sospensioni entriamo in un cam-

diando un impianto di liquid hipping, ma a causa degli alti

po totalmente nuovo: fino a ieri i componenti del motore

costi e di altre difficoltà tecniche, il processo, brevettato

erano sottoposti a delle sollecitazioni soprattutto statiche,

già da dieci anni, era stato abbandonato. L'idea era sen-

ma nelle sospensioni gli organi sono sottoposti a sforzi di-

sazionale. Visto che il liquido è incomprimibile, basta un

namici. Quindi, è fonamentale la resistenza a fatica, che è

“colpo” e la pressione si raggiunge, quindi il ciclo può es-

enormemente influenzata dai più piccoli difetti: le piccole

sere molto breve. Preso il coraggio a due mani, convinti i

cavità di ritiro che inevitabilmente si formano all'interno

dirigenti, abbiamo contattato una società che produceva

dei getti durante la solidificazione e che nuociono note-

macchine per pressocolata e abbiamo iniziato l'industria-

volmente alla vita del pezzo. Per risolvere questo proble-

lizzazione del processo. Ci siamo subito accorti di quali

ma, sono nati dei nuovi processi: in questi ultimi 10 anni si

erano le difficoltà: abbiamo dovuto studiare delle miscele

è vista una proliferazione di idee, supportate dal fatto che

saline non velenose in sostituzione dei sali di bario, che

se si riesce ad andare in produzione si apre un nuovo mer-

fondessero a bassa temperatura, che non si decompones-

cato. Quindi ci sono state delle belle iniziative di ricerca,

sero a 500°C, che non corrodessero l'alluminio… Nel giro

che abbiamo portato avanti con il Politecnico di Milano, di

di un paio di anni abbiamo realizzato un prototipo in cui il

Torino, l'Università di Ancona per capire tutti i fenomeni

ciclo era velocissimo, circa tre minuti, e abbiamo comin-

che influenzano la fatica. Si sono studiati dei nuovi proces-

ciato a trattare i vari pezzi: la resistenza dei pezzi trattati

si per alimentare il processo in modo tale che non ci sia il

con questo ciclo era altissima. Siamo arrivati al punto di

rischio di inatrappolare dell'aria: colata in bassa pressione,

poter industrializzare il processo con dei costi che preve-

squeeze casting, ecc..

diamo estremamente contenuti. Tutto ciò aprirà orizzonti

Nelle sospensioni mi piace citare un grosso passo avanti

incredibili per le sospensioni e quindi nuove e larghe ap-

che si può fare, ed è il cosiddetto hipping, da HIP (Hot Iso-

plicazioni dell'alluminio nel campo dei trasporti.

static Pressing). Questo processo è nato trent'anni fa ed

Noi come grossi produttori di alluminio, abbiamo fiutato il

ha suscitato immediatamente un grande interesse. Il con-

pericolo magnesio. E allora per capirlo siamo entrati in so-

cetto è di una semplicità estrema: nel caso in cui un pezzo

cietà con il più grande produttore di magnesio e abbiamo

ha dei difetti all'interno, se noi potessimo fucinarlo, cioè

aperto in Valle d'Aosta una fonderia che produce getti di

schiacciarlo, potremmo eliminarli. Per fucinarlo abbiamo

magnesio. Abbiamo capito che il magnesio troverà sem-

bisogno di uno stampo e che il pezzo sia fucinabile perché

pre più applicazioni in sostituzione della lamiera d'acciaio

se un pezzo ha delle cavità, non potremo mai fucinarlo. Il

nella carrozzeria. Quindi il magnesio non è un vero perico-

concetto era questo: mettiamo il pezzo da trattare in auto-

lo per l'alluminio, è un nuovo metallo per ridurre il peso e

clave, chiudiamo l'autoclave, pompiamo un gas inerte fino

raggiungere i nuovi obiettivi di riduzione delle emissioni e

a raggiungere le mille atmosfere, scaldiamo il pezzo fino a

riciclo dei materiali.

500°C, se è in lega di alluminio. In queste condizioni, il me-

Io sono vecchio e non lo vedrò, ma voi giovani vedrete

tallo è plastico, morbido e la pressione è isostatica, cioè

delle belle cose sull'alluminio.

uguale in tutte le direzioni all'esterno del pezzo, quindi

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Atti e notizie - AIM news

Eventi AIM / AIM events FaReTra (Fair Remote Training) - FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO A DISTANZA Corso ACCIAI AD ALTO CARBONIO Giornata di Studio TECNOLOGIA ED INNOVAZIONE NEI FORNI AD ARCO SIDERURGIA IN PILLOLE FAILURE ANALYSIS IN PILLOLE – percorso di avvicinamento alla Failure Analysis

www.aimnet.it

TECNOLOGIE ADDITIVE IN PILLOLE TECNOLOGIE PRESS & SINTER NON CONVENZIONALI IN PILLOLE Giornata di Studio CORROSIONE SOTTO SFORZO E INFRAGILIMENTO DA IDROGENO NELLE APPLICAZIONI PETROLCHIMICHE

Per ulteriori informazioni rivolgersi alla Segreteria AIM, e-mail: info@aimnet.it, oppure visitare il sito internet www.aimnet.it

WEB SAFETY PILLS - SICUREZZA IN PILLOLE - 14 settembre PRESSOCOLATA IN PILLOLE - DIFETTI: POROSITA' DA RITIRO - 16 settembre MICROSCOPIA ELETTRONICA IN PILLOLE - Principi di base ed utilità della microscopia elettronica per la metallurgia - 17 settembre Giornata di Studio RIVESTIMENTI DECORATIVI AL SERVIZIO DELL'ESTETICA DEL PRODOTTO - 30 settembre Corso METALLURGIA DI BASE PROPEDEUTICO AI TRATTAMENTI TERMICI - ottobre/novembre FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO IN AULA Giornata di Studio UTILIZZO LEGHE DI NICHEL IN SALDATURA– Milano, 7 ottobre Corso ANALISI CHIMICHE (*) – Milano, 14-15 ottobre Giornata di Studio STAMPAGGIO: PROPRIETÀ MECCANICHE, TRATTAMENTO TERMICO E MECCANISMO DI DANNEGGIAMENTI– Ivrea c/o Confindustria Canavese, 22 ottobre CONVEGNI ECCC 2020 - 10th European Conference on Continuous Casting - Bari, 21-23 Ottobre 2020 27° Convegno Nazionale Trattamenti Termici - Genova, 18-19 novembre 2020 RAW MATERIALS & RECYCLING - Bergamo, 3 dicembre 2020

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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Atti e notizie - AIM news

Verbale della Settantasettesima Assemblea Ordinaria dei Soci AIM La 77a Assemblea Ordinaria dei soci AIM ha avuto luogo in modalità esclusivamente telematica, giovedì 18 giugno 2020 alle ore 15.30 in seconda convocazione, dato che la prima era andata deserta. Sono presenti 39 Soci (34 fisicamente e 5 rappresentati per delega). Relazionano, oltre al Presidente ing. Federico Mazzolari, il Tesoriere, dr. Stefano Vittadini, e il Revisore dei conti, dr. Maurizio Perugini. ORDINE DEL GIORNO:

relazione sul bilancio 2019. Dopo aver aperto e concluso la discussione, l’Assemblea

1. Relazione del Consiglio Direttivo AIM

approva all’unanimità il bilancio consuntivo 2019 e il bilan-

2. Relazione del Tesoriere

cio previsionale 2020.

3. Relazione del Collegio dei Revisori dei Conti

In chiusura dei lavori, l’ing. Mazzolari legge i risultati dell’e-

4. Approvazione bilancio consuntivo 2019 e previsio-

lezione e dà lettura del relativo verbale; vengono eletti

nale 2020 5. Elezione dei Nuovi Consiglieri

come membri del Consiglio Direttivo per il quadriennio 2020-2024 i signori:

6. Nomina del Collegio dei Revisori dei Conti

Ing. Marco Alfonso

7. Varie ed eventuali

Dr.ssa Paola Artioli Dr. Giovanni Banzato

L’ing. Mazzolari comunica che l’Assemblea è stata convo-

Dr. Paolo Cattaneo

cata con avviso telematico ai Soci e, poiché si svolge in se-

Ing. Uggero De Miranda

conda convocazione, come previsto dallo Statuto, è valida

Dr.ssa Vittoria Gozzi

qualunque sia il numero dei presenti.

Dr.ssa Simona Maura Martelli

Il Presidente chiede all’Assemblea di modificare la suc-

Dr. Paolo Morandi

cessione dei punti all’Ordine del Giorno, anticipando l’e-

Dr.ssa Agnese Sangoi

lezione dei nuovi Consiglieri e del Collegio dei Revisori. L’Assemblea concorda; pertanto vengono nominati come

Per il Collegio dei Revisori vengono confermati il dr. Ar-

scrutatori il Segretario Generale Federica Bassani ed il Te-

rigo Berenghi, la dr.ssa Anna Giacovelli e il dr. Maurizio

soriere Stefano Vittadini e si dà inizio all’elezione.

Perugini.

Si passa quindi ad esaminare i punti all’Ordine del Giorno:

La proclamazione del verbale di votazione non riceve os-

circa il primo punto, il Presidente legge la relazione del

servazioni o contestazioni da parte dell’Assemblea.

Consiglio Direttivo relativa alle attività svolte nel 2019; il

L’ing. Mazzolari ringrazia e saluta i Soci convenuti.

Tesoriere illustra in seguito la relazione sul bilancio 2019 ed il previsionale 2020; infine, il dr. Perugini, in rappresen-

L’Assemblea termina alle ore 16.30.

tanza del Collegio dei Revisori dei Conti, legge la relativa

Il Presidente Ing. Federico Mazzolari

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Atti e notizie - AIM news

RELAZIONE DEL CONSIGLIO DIRETTIVO Anno: 2019 Cari Soci ed Amici, Vi ringrazio vivamente per la Vostra partecipazione all’Assemblea dei Soci, che per la prima volta nella storia della nostra Associazione si svolge in modalità telematica, a causa delle restrizioni imposte dall’emergenza sanitaria in corso. Stiamo vivendo un periodo particolarmente difficile sotto diversi punti di vista. Ma come spesso accade, sono proprio i momenti di difficoltà a spronarci verso soluzioni innovative e ad intraprendere nuove strade. La pandemia ha reso necessario il posticipo all’autunno 2020 e in molti casi al 2021 di tutte le iniziative programmate da febbraio a luglio 2020. Dall’impossibilità di incontrarsi fisicamente, è nata quindi l’idea di FaReTra, Fair Remote Training, ovvero la proposta di formazione e aggiornamento a distanza di AIM. Le iniziative finora erogate in modalità virtuale hanno riscosso apprezzamento da parte delle aziende associate e degli utenti dell’attività di AIM in generale. Naturalmente il nostro auspicio è che si possa tornare presto a incontrarsi di persona, perché uno tra i vantaggi più importanti delle nostre attività in aula è il confronto e lo scambio con altri tecnici e ricercatori. Tuttavia, riteniamo che l’offerta formativa a distanza che abbiamo da poco avviato possa permanere ad integrazione della tradizionale in presenza. Fatta questa necessaria premessa, porto la vostra attenzione sul 2019, che sono lieto di confermarvi essere stato un anno positivo sia dal punto di vista culturale che economico. MANIFESTAZIONI

SOCI

Nel 2019 l’Associazione ha organizzato 30 manifestazioni,

Benemeriti 21

di cui:

Sostenitori 82

•

14 Corsi di formazione ed aggiornamento;

Ordinari

1330

•

13 Giornate di Studio;

Senior

•

2 Convegni Internazionali;

Junior

155

•

1 Convegno Nazionale, ovvero la XIII edizione delle Giornate Nazionali di Corrosione e Protezione.

Si rileva continuità con i numeri del 2019, eccezion fatta per un considerevole incremento dei soci sostenitori.

Le manifestazioni sopra indicate hanno raccolto complessivamente 1696 partecipanti, dei quali il 32,37% non soci ed il 9,20% studenti (soci junior).

CENTRI DI STUDIO

Mi fa piacere sottolineare l’ottima riuscita del Convegno

Ritengo doveroso esprimere il mio personale ringrazia-

europeo Heat Treatment & Surface Engineering (ECHT

mento ai componenti dei Centri di Studio AIM, il cui im-

2019) tenutosi in giugno a Bardolino, con la partecipazione

pegno su base vola è fondamentale per la realizzazione e

di circa 200 iscritti.

la riuscita delle nostre iniziative. I rappresentanti dell’In-

Cito inoltre il buon esito della prima edizione del meeting

dustria e dell’Università che animano i Comitati Tecnici

internazionale MeMo 2019, dedicato alle leghe metalliche

AIM svolgono un lavoro di estrema importanza nel saper

per l’automotive, svoltosi a Kilometro Rosso il 21 e 22 no-

individuare le esigenze di informazione e formazione del

vembre. Infine, mi preme sottolineare il forte apprezza-

settore di riferimento, verso cui mirare le iniziative cultu-

metno riscosso dalla Giornata di Studio dedicata alle leghe

rali dell’Associazione.

di nichel e superleghe, che ha raccolto ben 105 parteci-

I Comitati Tecnici rappresentano inoltre un’opportunità

panti.

unica di incontro, scambio e crescita tecnico-scientifica

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Atti e notizie - AIM news per gli esperti di estrazione industriale e accademica che

ATTIVITÀ 2020

vi partecipano. Invito pertanto le aziende associate a desi-

Ad inizio anno, il 2020 si presentava come un anno ricco

gnare propri tecnici per la partecipazione ai Comitati Tec-

di attività ed eventi di rilievo internazionale. Purtroppo l’e-

nici AIM.

mergenza sanitaria con le conseguenti restrizioni ha imposto, come accennato nella premessa, ad un forte ridi-

ATTIVITÀ EDITORIALE

mensionamento delle iniziative in presenza in particolare

Si è provveduto alla ristampa di 200 copie del volume Il

per il primo semestre. L’impegno condiviso da Segreteria

diagramma di stato Fe-C e le curve TTT di Leno Matteoli e

e Comitati Tecnici in questo periodo è quello di proporre

di 200 copie del volume Tecniche Sperimentali per la ca-

formazione e aggiornamento a distanza, così come quello

ratterizzazione dei materiali di Roberto Montanari. E’ stata

di trasformare, ove possibile, iniziative già programmate in

inoltre pubblicata la versione digitale de Il capitolato acciai

eventi virtuali.

e resa disponibile come ebook attraverso la piattaforma amazon.

CONCLUSIONI

La rivista “La Metallurgia Italiana – International Journal of

Nell’attesa di poter tornare ad incontrarci, continuiamo a

the Italian Association for Metallurgy” edita da Siderweb,

lavorare per sviluppare iniziative e attività che soddisfino al

continua ad essere disponibile in formato digitale e acces-

meglio le esigenze formative dei nostri soci e a coltivare i

sibile ai soci da un’area riservata ad hoc. La formula digitale

rapporti ed instaurare collaborazioni con le Associazioni di

riscuote apprezzamento perché può essere fruita facil-

settore e le consorelle estere, come fatto con l’americana

mente da più tecnici all’interno della stessa azienda.

AIST nel giugno dello scorso anno in ambito METEC con la firma di un accordo di collaborazione.

SOSTEGNO ALLA RICERCA E ALLA DIDATTICA Il Consiglio Direttivo AIM ha deciso di stanziare fondi per

Rivolgo a tutti Voi un caloroso saluto e rinnovo il ringrazia-

un ulteriore assegno di ricerca, proseguendo con l’attività

mento per la Vostra partecipazione.

di sostegno alla ricerca e all’insegnamento della Metallurgia. Il CoMet identificherà la sede cui destinare i fondi. Il Presidente Ing. Federico Mazzolari

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Atti e notizie - AIM news

RELAZIONE DEL TESORIERE SUL RENDICONTO DELL’ESERCIZIO 2019 Signori Soci,

Il presente bilancio assolve il fine di informare in merito all’attività posta in essere dalla Vostra Associazione nel conseguimento dello scopo istituzionale, esprimendo le modalità tramite le quali ha acquisito ed impiegato risorse, e di fornire,

per mezzo di valori quantitativo – monetari, una rappresentazione chiara veritiera e corretta della situazione patrimoniale,

finanziaria, e del risultato della gestione conseguito dall’Ente nell’intervallo temporale cui il bilancio si riferisce. Il presente bilancio è la sintesi delle istituite scritture contabili, volte alla sistematica rilevazione degli eventi che hanno interessato

l’Associazione e che competono all’esercizio cui il bilancio si riferisce. Il bilancio si compone dello Stato Patrimoniale, del Conto economico, della presente Relazione.

Il documento di Stato Patrimoniale esprime la complessiva situazione patrimoniale e finanziaria dell’Associazione alla data di chiusura dell’esercizio ed espone in termini comparativi i valori riferibili all’esercizio precedente.

Il documento di Conto economico espone le modalità tramite le quali l’Ente ha acquisito ed impiegato risorse, evidenzia le componenti economiche positive e negative che competono all’esercizio e sintetizza il risultato di gestione conseguito. La forma prescelta è a sezioni contrapposte esponendo in termini comparativi i valori riferibili all’esercizio precedente, con

separata specifica dei proventi e degli oneri in funzione della area gestionale di afferenza (attività tipica /istituzionale o attività accessoria/commerciale)

La presente relazione, facente funzione di nota integrativa, assolve lo scopo di fornire ulteriori informazioni sulle voci più

significative, con criterio descrittivo ed analitico, ritenute utili ad una chiara comprensione delle evidenze riportate nei documenti di Stato Patrimoniale e Rendiconto gestionale ed a favorirne l’intelligibilità.

La redazione del bilancio è stata eseguita nel rispetto del generale principio di prudenza e nella prospettiva di continuazione dell’attività della Associazione; è stato inoltre applicato il principio della competenza economica. Lo Stato Patrimoniale e il Conto economico sono redatti in unità di euro e la presente relazione contiene illustrazioni ai dati di bilancio in unità di euro. *.*.*

Il rendiconto che vado ad analizzare chiude con un avanzo di gestione pari ad Euro 110.116, di cui Euro 95.680 afferenti la

gestione istituzionale e Euro 14.435 derivanti dalla gestione commerciale. L’esercizio precedente chiudeva con un avanzo di Euro 115.083, nel contesto del quale la gestione istituzionale riportava un risultato di Euro 18.951, a fronte della gestione commerciale con Euro 96.131.

STATO PATRIMONIALE ATTIVO Immobilizzazioni: Le movimentazioni dell’esercizio sono le seguenti: Costo storico ad inizio esercizio

1.798.375

Fondo ammortamento ad inizio esercizio

-281.591

Valore netto ad inizio esercizio

1.516.784

Acquisti dell'esercizio

Cessioni dell'esercizio, al netto fondo amm.to

Ammortamenti dell'esercizio

-54.400

Valore netto a fine esercizio

1.462.384

Nel corso dell’esercizio non si sono registrati acquisti o dismissioni dei cespiti esistenti al 1/1/2019.

Le movimentazioni intervenute nell’esercizio si limitano pertanto all’accantonamento delle quote di ammortamento ordinarie.

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Atti e notizie - AIM news Rimanenze: Nel corso dell’esercizio, si è avuta la seguente movimentazione: Prodotto

inizio esercizio

fine esercizio

differenza

Libri e pubblicazioni

24.654,07

21.506,94

-3.147,13

Materiale vario per convegni

3.075,29

6.865,64

3.790,35

Libretti AIM

0,00

TOTALE MAGAZZINO

27.729,36

28.372,58

643,22

II criterio utilizzato per la valutazione delle rimanenze è quello del minore tra il costo unitario di acquisizione ed il valore di mercato. Crediti verso clienti: Si tratta di crediti sia per quote di partecipazione a convegni che per acquisti di volumi e di atti dei convegni. L’importo esposto a bilancio è pari ad euro 54.385. Nel corso dell’esercizio sono stati effettuati accantonamenti al fondo rischi per euro 4.980,80 corrispondenti a posizioni di dubbia esigibilità; si è provveduto ad utilizzare il fondo medesimo a storno dei crediti comprovata inesigibilità, per euro 6.358,30; Descrizione

2019

2018

Crediti verso clienti correnti

54.386

42.316

Fondo svalutazione crediti

-10.537

-11.914

Valore netto a bilancio

43.849

30.402

Titoli: Il valore nominale dei titoli in portafoglio è rimasto invariato a euro 2.403.664 non si sono verificate operazioni di investimento/disinvestimento nell’ambito dei dossier in essere e di seguito dettagliati. La quotazione di mercato dell’intero portafoglio al 31.12.2018 è pari ad € 2.384.121 con una svalutazione media rispetto al valore di carico dello 0,81%. Nel dettaglio, le performances dei quattro investitori che gestiscono il patrimonio dell’associazione sono le seguenti: Gestore

Capitale gestito

Quotazione a inizio esercizio

Quotazione a fine esercizio

Variazione valore

Variazione %

CREDEM

896.567,23

889.197,55

928.904,41

39.706,86

4,47

BANCA PROSSIMA

902.327,71

886.506,57

920.938,55

34.431,98

3,88

UBI BANCA

311.962,58

318.383,44

330.985,67

12.602,23

3,96

BANCO DESIO

292.806,24

290.033,88

300.523,98

10.490,10

3,62

Totali

2.403.663,76

2.384.121,44

2.481.352,61

97.231,17

4,08

La situazione sopra rappresentata esprime il risultato globale della gestione del patrimonio mobiliare; a livello di pura rappre-

sentazione contabile il risultato non compare nel bilancio che vi viene sottoposto che espone solamente i risultati conseguiti per cassa e quindi, precisamente, le plusvalenze realizzate da eventuali cessioni e l’ammontare delle cedole incassate. Le cedole accreditate in conto sono passate da euro 6.989,52 a euro 6.054,17. La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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Atti e notizie - AIM news Fondo liquidazione: La AIM ha in essere due polizze assicurative a garanzia delle indennità di cessazione del rapporto dei dipendenti in forza; a quella esistente fino al 2015 con INA si è assommata una stipulata con Cattolica, ove vengono versati i premi a partire dal 2016. Il saldo al 31.12.2019, pari a complessivi euro 127.550 (di cui 67.727 su Cattolica) viene di anno in anno adeguato al fondo trattamento fine rapporto maturato a favore dei dipendenti (Euro 142.257,40).

Ratei attivi: Accoglie i ricavi di competenza dell’anno in corso che avranno manifestazione finanziaria nel corso dell’esercizio successivo.

Risconti attivi: Accoglie i costi di competenza degli anni successivi relativi a fatture contabilizzate nell’anno in corso.

STATO PATRIMONIALE PASSIVO Fornitori: Il saldo esistente a fine esercizio è pari ad euro 10.475 comprensivo delle fatture da ricevere. Nessuno dei debiti esistenti è scaduto.

Debiti verso l’Erario e verso gli Enti Previdenziali: Il debito si riferisce agli importi dovuti per contributi e tributi relativi al mese di dicembre 2019 e già tutti versati nei termini di legge.

Debiti verso istituti bancari: La partita in esame è sorta nel corso dell’esercizio 2016 in occasione dell’accensione del mutuo ipotecario contratto con il Banco Desio per complessivi Euro 800.000,00 della durata di 10 anni, per l’acquisto dell’ufficio di Milano. Il saldo al 31/12/2018 pari a Euro 241.228,16 rappresenta il residuo al netto delle rate pagate nell’esercizio e del rimborso anticipato di capitale effettuato nel mese di settembre per Euro 300.000.

Fondo di riserva: Nella formulazione del bilancio 2008 era stato costituito un fondo (denominato “Fondo per manifestazioni”) nella misura di euro 160.000,00 a fronte di spese future sia per le manifestazioni del centenario della rivista (previste nel corso del 2009) sia per manifestazioni internazionali già programmate a partire dal 2010; l’accantonamento era stato reputato necessario alla luce della congiuntura allora in corso che avrebbe potuto non consentire la copertura dei costi per le future manifestazioni, peraltro già assegnate alla organizzazione di AIM che non avrebbe più potuto sottrarsi agli impegni assunti. Nel corso del 2009 il fondo è stato utilizzato per euro 67.986,25 con riferimento ai costi di competenza delle manifestazioni per il centenario della rivista. Visto l’assestamento dei conti economici che non hanno reso necessario neppure per il 2018 il ricorso a quel fondo con destinazione specifica, si è ritenuto di modificarne la denominazione e di trasformarlo in un fondo generico di salvaguardia. Il saldo residuo di euro 92.013,75 non ha subito modifiche rispetto al precedente esercizio.

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Atti e notizie - AIM news Ratei passivi: Si tratta di costi imputati all’esercizio in corso che avranno manifestazione finanziaria nel corso dell’esercizio successivo.

CONTO ECONOMICO Manifestazioni: I ricavi totali delle manifestazioni si sono ridotti rispetto al precedente esercizio da Euro 643.440 a Euro 535.795(- 16,7%). Il confronto tra ricavi e costi (€ 187.775) delle manifestazioni evidenzia un utile lordo di € 348.020 che, in percentuale, rappresenta un valore in tendenziale crescita rispetto agli esercizi precedenti; in particolare, l’utile lordo delle manifestazioni rappresenta le seguenti percentuali rispetto ai ricavi: •

Anno 2019 = 64,95%

•

Anno 2018 = 58,13%

•

Anno 2017 = 59,24%

•

Anno 2016 = 54,42%

•

Anno 2015 = 43,91%

•

Anno 2014 = 47,11%

•

Anno 2013 = 52,92%

•

Anno 2012 = 48,3 %

•

Anno 2011 = 50,1 %

•

Anno 2010 = 55,6 %

•

Anno 2009 = 47,8 %

•

Anno 2008 = 65,8 %

Proventi finanziari: Come già detto in commento alla gestione degli investimenti finanziari, la redditività espressa in bilancio è rappresentata dalle cedole incassate ed accreditate direttamente in conto corrente oltrechè dalle plusvalenze realizzate sulle dismissioni. In bilancio non viene rappresentata la variazione di quotazione intervenuta nell’esercizio sul totale degli investimenti finanziari e ciò perché, trattandosi di investimenti immobilizzati e non di capitale circolante, vengono contabilizzate solamente le espressioni finanziarie effettivamente realizzate.

Informazioni sui fatti di rilievo avvenuti dopo la chiusura dell'esercizio: Dopo la chiusura dell’esercizio non sono avvenuti fatti di rilievo da segnalare, i cui effetti possano impattare i saldi e le valutazioni testè dettagliate. A oggi non siamo in grado di stimare l'impatto dell'epidemia Covid-19 sul patrimonio di AIM; le disposizioni governative, a tutt'oggi in corso, inibendo di fatto l’organizzazione di eventi formativi e convegni, compartano nel semestre in corso una sensibile contrazione in termini di ricavi così come di costi: in considerazione della continua evoluzione dell’attuale situazione di emergenza e della generale situazione di incertezza determinata dal fenomeno, appare particolarmente complesso tuttavia prevedere gli effetti a tendere sulle attività economiche della Associazione ed i connessi effetti sul bilancio 2020.

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Atti e notizie - AIM news Conclusione: La gestione economica dell’Associazione nell’anno 2019 chiude pertanto con un avanzo di Euro 110.116 al netto delle imposte di competenza di Euro 21.217. In ottica di destinazione di detto avanzo, alla luce delle previsioni statutarie, l’ipotesi di stanziare una Riserva per l’erogazione di contributi per il sostegno ad iniziative di ricerca nell’ambito metallurgico risulta coerente con la struttura economica e finanziaria del bilancio consuntivo testè commentato nonché dei dati di budget per l’anno 2020, e sostenibile, in misura non eccedente il 16% dell’avanzo di gestione, anche in considerazione delle dinamiche finanziarie implicate dai recenti investimenti.

Milano, 15 maggio 2020 IL TESORIERE (dott. Stefano VITTADINI)

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Atti e notizie - AIM news

BILANCIO CULTURALE 2019 / CULTURAL BALANCE 2019 CONVEGNI ECHT 2019 - European Conference HEAT TREATMENT & SURFACE ENGINEERING Bardolino, Verona - 5-7 giugno 2019 organizzato dalla Segreteria e dai CdS AIM Trattamenti Termici e Metallografia e Rivestimenti e Tribologia 193 partecipanti Giornate Nazionali sulla CORROSIONE E PROTEZIONE - XIII edizione Palermo, 3-5 luglio 2019 organizzato dalla Segreteria e dal CdS AIM Corrosione 115 partecipanti International Meeting METALS FOR ROAD MOBILITY Bergamo, 21-22 novembre 2019 organizzato dai CdS AIM Acciaieria, Forgiatura, Lavorazioni Plastiche dei Metalli, Fonderia e Metalli Leggeri 97 partecipanti

CORSI

Corso modulare CREEP - Modulo avanzato Milano, 6 febbraio 2019 organizzato dal CdS AIM Materiali per l’Energia 28 partecipanti Corso itinerante METALLURGIA FUORI FORNO 28-29 marzo, 4-5-10-11 aprile 2019 organizzato dal CdS AIM Acciaieria 75 partecipanti Corso METALLOGRAFIA Milano, 9-10-22-23-maggio 2019 – 1° e 2° modulo Milano, 12-13 giugno 2019 – 3° modulo Vicenza, 17-18-19 settembre 2019 – 4° modulo in collaborazione con il CdS AIM Metalli Leggeri organizzato dal CdS AIM Trattamenti Termici e Metallografia 59 partecipanti Corso PROVE MECCANICHE Milano/Monza, 29-30 maggio e Milano/Crema, 5-6 giugno 2019 organizzato dal CdS AIM Controllo e Caratterizzazione Prodotti 25 partecipanti Corso RIVESTIMENTI - II Modulo RIVESTIMENTI SPESSI - Placcatura e Termospruzzatura Milano, 19-20 Giugno 2019 organizzato dal CdS AIM Rivestimenti e Tribologia 9 partecipanti Corso MICROSCOPIA ELETTRONICA IN SCANSIONE SEM PER METALLURGISTI II edizione Milano, Lecco - 26-27 giugno 2019 organizzato dal CdS AIM Metallurgia Fisica e scienza dei Materiali 24 partecipanti Corso di base LEGHE DI ALLUMINIO Bologna, 27 giugno 2019 organizzato dal CdS AIM Metalli Leggeri 34 partecipanti Corso “ADDITIVE METALLURGY”. MATERIALI METALLICI E FABBRICAZIONE ADDITIVA - II ed. Milano, 16-17 settembre 2019

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Atti e notizie - AIM news organizzato dai CdS AIM Metallurgia Fisica e scienza dei Materiali , Metalli Leggeri, Metallurgia delle Polveri e Tecnologie Additive 58 partecipanti Corso modulare MASTER PROGETTAZIONE STAMPI Brescia, 25-26 settembre, 9-10-23-24 ottobre, 6-7-20-21 novembre, 4-5 dicembre 2019 organizzato dal CdS AIM Pressocolata 35 partecipanti Corso itinerante FORGIATORI 2-3-9-10 ottobre 2019 organizzato dal CdS AIM Forgiatura 61 partecipanti Corso METALLURGIA PER NON METALLURGISTI Milano, 15-16-22-23-29-30 ottobre 2019 organizzato dalla Segreteria 83 partecipanti Corso itinerante METALLURGIA SICURA Aosta, 30 ottobre, Vicenza, 6 novembre, Brescia/Roncadelle, 13 novembre 2019 organizzato dal CdS AIM Ambiente e Sicurezza 85 partecipanti Corso IGIENE DELLE LEGHE DI ALLUMINIO Carmagnola c/o Teksid, 5-6 novembre 2019 organizzato dai CdS AIM Metalli Leggeri e Pressocolata 62 partecipanti Corso PROVE NON DISTRUTTIVE - IV EDIZIONE Milano, 20-21 novembre 2019 organizzato dal CdS AIM Controllo e Caratterizzazione Prodotti 58 partecipanti

GIORNATE DI STUDIO Giornata di Studio TRATTAMENTO TERMICO DI MATERIALI E COMPONENTI PRODOTTI PER MANIFATTURA ADDITIVA Varano de’ Melegari (PR), 7 marzo 2019 organizzata dai CdS AIM Metallurgia delle Polveri e Tecnologie Additive e Trattamenti Termici e Metallografia 86 partecipanti Giornata di Studio CAUSE E SOLUZIONI DEI DIFETTI NEI GETTI PRESSOCOLATI Bergamo, 8 marzo 2019 organizzata dal CdS AIM Pressocolata 63 partecipanti Giornata di Studio TRADIZIONE ED INNOVAZIONE NELLE TECNOLOGIE DI LAVORAZIONE DEL TITANIO Milano, 12 marzo 2019 organizzata dal CdS AIM Metalli e Tecnologie Applicative 31 partecipanti Giornata di Studio METALLI A SCALA MICRO – NANOMETRICA: TENICHE DI INDAGINE Roma, 17 maggio 2019 organizzata dal CdS AIM Metallurgia Fisica e scienza dei Materiali 34 partecipanti Giornata di Studio BULLONERIA E TRATTAMENTI TERMICI Lecco, 21 maggio 2019

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Atti e notizie - AIM news organizzata dal CdS AIM Trattamenti Termici e Metallografia 42 partecipanti Giornata di Studio LEGHE DI NICHEL E SUPERLEGHE Milano, 28 maggio 2019 organizzata dal CdS AIM Materiali per l’Energia 105 partecipanti Giornata di Studio DIFETTOSITÀ IN COLATA CONTINUA E LINGOTTI Dalmine, 11 giugno 2019 organizzata dal CdS AIM Acciaieria e Forgiatura 79 partecipanti Giornata di Studio PRESSATURA ISOSTATICA A CALDO PER LA METALLURGIA DELLE POLVERI Milano, 11 luglio 2019 organizzata dal CdS AIM Metallurgia delle Polveri e Tecnologie Additive 28 partecipanti Giornata di Studio DEFORMAZIONE DEI PRESSOCOLATI: CAUSE E RIMEDI Torino (c/o CRF), 18 settembre 2019 organizzata dal CdS AIM Pressocolata 21 partecipanti Giornata di Studio MICROSCOPIA ELETTRONICA APPLICATA ALLA FAILURE ANALYSIS Pozzo d’Adda (MI), 11 ottobre 2019 organizzata dal CdS AIM Controllo e Caratterizzazione Prodotti 50 partecipanti Giornata di Studio SALDATURA AD ARCO DELLE LEGHE LEGGERE: STATO ATTUALE E SVILUPPI FUTURI Milano, 31 ottobre 2019 organizzata dal CdS AIM Metalli Leggeri 47 partecipanti Giornata di Studio DALLE DUE ALLE QUATTRO RUOTE; GLI ASPETTI METALLURGICI Pontedera c/o Piaggio, 7 novembre 2019 organizzata dal CdS AIM Trattamenti Termici e Metallografia 43 partecipanti Giornata di Studio LE EMISSIONI IN ATMOSFERA NEL SETTORE METALLURGICO Verona, 5 dicembre 2019 organizzata dal CdS AIM Ambiente e Sicurezza 80 partecipanti

VISITE TECNICHE 7 marzo - visita agli impianti di Beamit – Rubbiano (CR) in occasione della Giornata di Studio TRATTAMENTO TERMICO DI MATERIALI E COMPONENTI PRODOTTI PER MANIFATTURA ADDITIVA 29 marzo - Visita agli impianti Acciaieria Arvedi – Cremona (CR) 4 aprile - Visita agli impianti GoSource - Narni Scalo (TR) 5 aprile - Visita agli impianti Acciai Speciali Terni – Terni 10 aprile - Visita agli impianti Dolomite Franchi – Marone (BS) 11 aprile – Visita agli impianti Duferdofin Nucor – San Zeno Naviglio (BS) in occasione del Corso itinerante METALLURGIA FUORI FORNO 30 maggio – Visita al laboratorio Omeco – Monza 6 giugno – Visita al laboratorio Element – Crema in occasione del Corso PROVE MECCANICHE

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11 giugno – Visita agli impianti di TenarisDalmine – Dalmine (BG) in occasione della Giornata di Studio DIFETTOSITA’ IN COLATA CONTINUA E LINGOTTI 20 giugno – Visita agli impianti Flame Spray – Roncello (MB) in occasione del Corso RIVESTIMENTI Modulo 2: Rivestimenti spessi 26 giugno – Visita al laboratorio di microscopia elettronica dell’Istituto CNR/ICMATE – MILANO 27 giugno – Visita al laboratorio di microscopia elettronica dell’Istituto CNR/ICMATE – LECCO in occasione del Corso di base MICROSOCPIA ELETTRONICA IN SCANSIONE PER METALLURGISTI 16/17 settembre – Visita ai laboratori di AM del Politecnico di Milano - Dipartimento di Meccanica – Milano in occasione del Corso ADDITIVE METALLURGY 18 settembre – Visita ai laboratori CRF – Torino in occasione della Giornata di Studio LE DEFORMAZIONI DEI GETTI PRESSOCOLATI 4 ottobre – Visita al laboratorio di microscopia elettronica CNR/ICMATE – Milano in occasione del Corso modulare METALLOGRAFIA 9 ottobre – Visita agli impianti Franchini Acciai Spa – Mairano (BS) 10 ottobre – Visita agli impianti AIPE (c/o Belleli Energy Cpe) – Mantova in occasione del Corso FORGIATORI 11 ottobre – visita al laboratorio SMT srl – Pozzo D’Adda (MI) in occasione della Giornata di Studio MICROSCOPIA ELETTRONICA APPLICATA ALLA FAILURE ANALYSIS 30 ottobre – Visita allo stabilimento di Cogne Acciai Speciali – Aosta 6 novembre – Visita allo stabilimento di AFV Acciaierie Beltrame – Vicenza 13 novembre – Visita allo stabilimento di ALMAG – Roncadelle (BS) in occasione del Corso METALLURGIA SICURA 5 novembre – Visita alla fonderia Teksid Aluminum – Carmagnola (TO) in occasione del Corso IGIENE DELLE LEGHE 7 novembre – Visita guidata al Museo Piaggio – Pontedera (PI) in occasione della Giornata di Studio DALLE DUE ALLE QUATTRO RUOTE

PATROCINIO Premio alla memoria del Prof. Luca Bertolini – I edizione – anno 2019 Politecnico di Milano – mCD e ACI-IC Made in Steel - 14-16 maggio Siderweb IVS – Industrial Valve Summit - 22-23 maggio VALVEcampus – Confindustria Bergamo GNS 10 – Giornate Nazionali della Saldatura 30-31 maggio Istituto Italiano della Saldatura MaintenanceStories - Acciaierie Venete - 6 giugno AIMAN 13° Congresso Europeo di BBS (Behavior-Based Safety) - 19-20 giugno AARBA

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Atti e notizie - AIM news EuroSPF 2019 Conference - Convegno europeo sulla formatura superplastica - 11-13 settembre Politecnico di Bari 11th International Rolling Conference - 1-4 ottobre ABM Convegno SIMa – Summit Italiano per la Manutenzione dell’AIMAN - 2-3 ottobre AIMAN 18° Congresso AIPnD Biennale PnD-MD - Conferenza Nazionale sulla Prove non Distruttive Monitoraggio Diagnostica - 23-25 ottobre AIPnD Giornata dedicata a Bruno Mazza 1963-2004 Una vita Politecnica - 25 ottobre Politecnico di Milano European Steel Conference - 28-30 ottobre World Steel Dynamics Seminario “Protezione Catodica in acqua di mare” - 29 ottobre APCE Bilanci d’acciaio - 31 ottobre, 12 novembre, 29 novembre, 4 dicembre Siderweb Convegno UCIF S.M.A.R.T. “La finitura diventa smart” - 6 novembre UCIF – ANIMA 2019 International Symposium on Roll Forming Technology - 19-21 novembre Chinese Society for Metals

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Atti e notizie - AIM news

RELAZIONE DEL COLLEGIO DEI REVISORI SUL BILANCIO AL 31 DICEMBRE 2019 Signori Soci, il Bilancio di chiusura al 31 dicembre 2019 predisposto dal Vostro Consiglio Direttivo espone i seguenti dati (arrotondati all’unità di Euro): Valori di bilancio

31/12/2019

31/12/2018

Variazioni

Immobilizzazioni

1.462.384

1.516.784

-54.400

Attivo Circolante

88.583

88.273

310

Attività finanziarie

2.536.791

2.517.546

19.245

Disponibilità liquide

328.275

570.492

-242.217

Ratei e Risconti

30.091

5.260

24.831

Totale Attivo

4.446.124

4.698.355

-252.231

Fondo Patrimoniale

3.686.652

3.571.570

115.082

Risultato di esercizio

110.116

115.082

-4.966

Patrimonio Netto

3.796.768

3.686.652

110.116

Fondi e accantonamenti

128.551

103.928

24.623

Trattamento di fine rapporto

142.257

127.593

14.664

Debiti

329.856

710.111

-380.255

Ratei e risconti

48.692

70.071

-21.379

Totale Passivo

4.446.124

4.698.355

-252.231

Valore della Produzione

812.713

896.187

-83.474

Costi della Produzione

-671.299

-756.401

85.102

Differenza

141.414

139.786

1.628

Proventi ed oneri finanziari

-550

-20.423

19.873

Proventi ed oneri straordinari

-9.530

18.869

-28.399

Risultato prima delle imposte

131.334

138.232

-6.898

Imposte sul reddito

-21.218

-23.150

1.932

Risultato di esercizio

110.116

115.082

-4.966

Attivo Stato Patrimoniale

Passivo Stato Patrimoniale

Conto Ecocnomico

Possiamo confermarVi che le singole voci dello Stato Patrimoniale e de Conto Economico concordano con le risultanze della contabilità, la cui regolare tenuta a sensi di legge, è stata da noi riscontrata nel corso dell’esercizio.

I Revisori ricordano che l’Associazione, come per l’anno precedente, tiene separata contabilmente l’attività istituzionale dall’attività commerciale, al fine del corretto calcolo dell’IVA e delle imposte sul reddito Ires ed Irap. In particolare si da atto che:

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Atti e notizie - AIM news – sono state rispettate le norme civilistiche circa la valutazione degli elementi dell’attivo, del passivo e del conto economico;

– le immobilizzazioni materiali ed immateriali sono state sistematicamente ammortizzate in relazione alla loro utilità sociale;

– le immobilizzazioni finanziarie sono state valutate al costo e non vi sono state perdite durevoli di valore; – i crediti sono valutati al valore presumibile di realizzo;

– le disponibilità liquide, depositi bancari e denaro e valori in cassa, sono espresse in base al valore numerario; – i fondi rischi sono relativo al fondo svalutazione crediti ed al fondo centenario AIM;

– i ratei e risconti sono iscritti in bilancio nel rispetto della loro competenza temporale;

– il fondo trattamento di fine rapporto dei dipendenti risulta determinato in modo congruo e rappresenta quanto maturato a tale titolo a favore dei dipendenti al netto degli eventuali anticipi corrisposti.

– i debiti sono iscritti a bilancio al valore nominale.

I criteri di valutazione utilizzati nella formazione del bilancio chiuso al 31 dicembre 2019 non si discostano dai medesimi utilizzati per la formazione del bilancio del precedente esercizio.

La valutazione delle voci di bilancio è stata fatta ispirandosi a criteri generali di prudenza e competenza nella prospettiva della continuazione dell’attività.

Nel corso dell’esercizio abbiamo vigilato sull’osservanza della legge e dello statuto e sul rispetto dei principi di corretta amministrazione.

Diamo atto quanto segue:

– abbiamo partecipato all’Assemblea Ordinaria dei Soci ed alle riunioni del Consiglio Direttivo, tutte svolte nel rispetto delle norme statutarie e legislative che ne disciplinano il funzionamento;

– abbiamo ottenuto dal Consiglio Direttivo le informazioni sul generale andamento della gestione;

– abbiamo valutato e vigilato sull’adeguatezza del sistema organizzativo ed amministrativo/ contabile;

– abbiamo vigilato sull’impostazione generale data dal Consiglio Direttivo al bilancio chiuso al 31 dicembre 2019, verificandone la rispondenza ai fatti ed alle informazioni di cui abbiamo avuto conoscenza a seguito dell’espletamento dei nostri doveri e quindi non abbiamo osservazioni al riguardo.

In relazione alle informazioni sui fatti di rilievo avvenuti dopo la chiusura dell'esercizio, si segnala, come riportato nella Relazione del Tesoriere, che ad oggi non si è in grado di stimare l'impatto dell'epidemia Covid-19 sul patrimonio di

AIM; le disposizioni governative, a tutt'oggi in corso, inibendo di fatto l’organizzazione di eventi formativi e convegni, comportano nel semestre in corso una sensibile contrazione in termini di ricavi così come di costi; in considerazione

della continua evoluzione dell’attuale situazione di emergenza e della generale situazione di incertezza determinata dal

fenomeno, appare particolarmente complesso tuttavia prevedere gli effetti a tendere sulle attività economiche della Associazione ed i connessi effetti sul bilancio 2020. Signori Associati,

in considerazione di quanto sopra esposto, formuliamo il nostro assenso all’approvazione del bilancio in esame, nonché della proposta del Consiglio Direttivo in merito all’imputazione dell’Avanzo di esercizio a Fondo Patrimoniale.

IL COLLEGIO DEI REVISORI DEI CONTI Milano, 1° giugno 2020 Dott. Arrigo Berenghi Dott. Maurizio Perugini Dott.ssa Anna Giacovelli

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 85

Atti e notizie - AIM news

BILANCIO CONSUNTIVO ANNO 2019 STATO PATRIMONIALE ATTIVO

PASSIVO

31 DICEMBRE 2019

IMMOBILIZZAZIONI

31 DICEMBRE 2018

1.462.384

Costo storico

1.798.375

Fondo ammortamento (-)

-335.991

1.798.375 -281.591

ATTIVO CIRCOLANTE

88.583

88.273

RIMANENZE

28.373

27.729

CREDITI

60.210 60.210

60.544

Crediti verso clienti

54.385

42.316

Fondo patrimoniale

3.686.652

Avanzo (disavanzo) esercizio

110.116

FONDI E ACCANTONAMENTI 10.537 26.000 92.014

Fondo svalutazione crediti verso clienti

DEBITI 1.366 2.599

Credito Iva

1.409 1.817

15.671

1.191

Titoli ed investimenti assicurativi

2.536.791 2.409.241

2.403.664

113.883 328.275

603.553

Fornitori

3.503

6.890

Fatture da ricevere

6.972

7.054

Debiti per carte di credito

317

2.403

Debiti per ritenute fiscali e contributive

38.862

14.540

537

519

Banche

327.737

569.973

Creditori diversi

C/c postale RATEI E RISCONTI ATTIVI

30.091 30.091

Debiti per imposte

629

23.150

Soci per quote anno successivo

38.345

51.480

RATEI E RISCONTI PASSIVI

5.260

Ratei e risconti passivi

5.260 4.446.124

1.039

Debito per imposta di bollo 570.492

Cassa (compresi assegni)

TOTALE ATTIVO

710.110

241.228

Debito per iva 127.550

DISPONIBILITA' LIQUIDE

Ratei e risconti attivi

92.014

Anticipi da clienti 2.517.546

Fondo svalutazione titoli (-) Fondo liquidazione TFR dipendenti

103.928 11.914

329.856

Banche C/Mutui passivi

credito verso Inail ATTIVITA' FINANZIARIE

127.593

128.551

Fondo Svalutazione Crediti

Fondo di riserva

Credito Inail

115.082

DEBITO per FONDI DI PREV. COMP

Fondo Borse di studio da erogare

Crediti per acconti imposte

3.686.652 3.571.570

142.257

acconti a fornitori

Crediti per imposta di bollo

31 DICEMBRE 2018

3.796.768

TRATTAMENTO FINE RAPPORTO

60.544

ENTRO 12 MESI

31 DICEMBRE 2019

PATRIMONIO NETTO

1.516.784

48.692 70.071

TOTALE PASSIVO

4.698.355

70.071

48.692 4.446.124

4.698.355

CONTO ECONOMICO COMPLESSIVO 31 DICEMBRE 2019 VALORE DELLA PRODUZIONE RICAVI E CONTRIBUTI

31 DICEMBRE 2018

812.713

896.187

812.713

896.187

Ricavi editoriali

7.320

6.519

Ricavi rivista

10.500

8.390

Quote abbonamento alla rivista

742

650

Ricavi Manifestazioni/corsi c/o aziende

535.795

643.440

Quote associative

179.663

162.915

Contributi

78.050

79.000

VARIAZIONE DELLE RIMANENZE

643

-4.727

Rimanenze finali

28.373

Esistenze iniziali (-)

27.729

COSTI DELLA PRODUZIONE Costi libri/materiali

671.299 3.120

756.401 9.968

Costi rivista

19.180

18.468

Costi Manifestazioni/costi corsi c/o aziende

187.775

269.408 254.822

Costi del Personale

270.799

Ammortamenti + Accantonamenti

54.400

55.722

Spese generali

131.044

112.286

Borse di studio acc fondo sval crediti

29.269 4.981

6.458

utilizzo fondo di Riserva RISULTATO OPERATIVO - 1° margine

141.414

PROVENTI E ONERI FINANZIARI

-550

rendimento titoli, cedole e dividendi

6.068

plusvalenze cessione titoli

5.502

minusvalenze

1.189

Interessi passivi

10.932

27.428 140.864

PROVENTI E ONERI STRAORDINARI

-9.530 2.074

Abbuoni e sopravvenienze passive

11.604

-20.423 7.005

RISULTATO OPERATIVO - 2° margine

Abbuoni e sopravvenienze attive

139.786

119.363 18.869 19.959 1.090

RISULTATO PRIMA DELLE IMPOSTE

131.333

IMPOSTE SUL REDDITO D'ESERCIZIO

21.217

138.233 23.150

Ires sull'attività commerciale

7.476

10.059

Irap sull'attività commerciale

5.292

5.239

Irap sull'attività istituzionale

8.449

AVANZO (PERDITA) D'ESERCIZIO

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

7.852 110.116

115.083

pagina 86

Atti e notizie - AIM news

Comitati tecnici / Study groups CT METALLURGIA FISICA E SCIENZA DEI MATERIALI (MFM) (riunione telematica del 28 maggio 2020)

Manifestazioni in corso di organizzazione • La GdS “Resistenza a fatica dei materiali metallici: aspetti metallurgici ed approcci innovativi” (Milano, 24 novembre 2020) è stata definita e completata nell’organizzazione. • La GdS “Ingegnerizzazione delle superfici: design e caratterizzazione”, già prevista per giugno 2020, viene riprogrammata a febbraio 2021 presso l’Università di Bologna. La coordinatrice Varone terrà comunque in considerazione anche la possibilità di tenere la manifestazione per via telematica. Iniziative future • Si discute della possibilità di organizzare un evento su “Materiali metallici funzionali”; l’oggetto della manifestazione è quello di presentare materiali metallici non strutturali, quali ad esempio materiali superconduttori, per scambiatori di calore, termoelettrici, materiali per la mobilità e trasporti, magnetici, e anche materiali porosi, vetri metallici, leghe a memoria di forma, sottolineandone stato dell’arte, caratterizzazione e utilità. Il coordinatore Casati presenta una bozza di programma con possibili argomenti e relatori: si apre una ampia discussione con molti suggerimenti da parte dei presenti, tanto da arrivare a pensare ad una manifestazione su due giornate anche separate tra loro. Il periodo potrebbe essere verso fine 2020 o più probabilmente ad inizio 2021. • Nel 2021 ricorre il bi-centenario della scoperta dell’effetto Seebeck, e il CT pensa ad una iniziativa mirata. Per questo si farà in modo di limitare la trattazione di materiali termoelettrici nella manifestazione su “Materiali metallici funzionali” per approfondire il tema in questa giornata.

CT METALLI LEGGERI (ML)

(riunione telematica del 17 giugno 2020) Manifestazioni in corso di organizzazione • Il Corso “Tecnologia di formatura anime in sabbia per getti in leghe di alluminio e magnesio” è previsto a Milano. Amalberto (coordinatore insieme a Spaccasassi) approfondisce la scaletta degli interventi: saranno presenti tutti i principali produttori di resine ma, a causa dell’elevato numero di presentazioni, si rende necessario spalmare la manifestazione su due giornate. Si discute sulla necessità di effettuare il corso in presenza, evitando la modalità webinar: per questo motivo l’organizzazione sposta le date alla primavera 2021. Una prima bozza del programma è stata distribuita durante la riunione. Iniziative future • Vedani, Grillo e Tatti sono i coordinatori del Corso “Progettazione leggera”. Relatori e titoli sono in parte già definiti, ma i dettagli del programma sono ancora allo studio. La data potrebbe essere fissata attorno a febbraio/marzo 2021 in modo da poter organizzare la manifestazione in presenza. La sede potrebbe essere il Politecnico di Milano.

CT METALLI E TECNOLOGIE APPLICATIVE (MTA) (riunione telematica del 23 giugno 2020)

Iniziative future • Il coordinatore Loconsolo conferma che la scaletta finale per la GdS “Trattamenti per la rimozione del piombo per il riciclo degli ottoni” è stata definita e tutti i relatori sono confermati. La data è fissata per il 4 novembre 2020, ma resta da definire la modalità in presenza o telematica a secondo dell’evoluzione della situazione sanitaria. Da questa scelta dipenderà anche la sede della manifestazione, che inizialmente era stata posta a Brescia. • Per la GdS “Utilizzo leghe di nichel in saldatura” – coordinatori Colombari e Rossetti – sono programmate sei presentazioni, cui se ne aggiungerà una di tipo industriale. Per completare il lavoro organizzativo si decide di rimandare la data dell’evento al 26 novembre 2020: in funzione della situazione epidemiologica si deciderà per la presenza o la diffusione telematica. Iniziative future • La proposta di Stella circa una manifestazione sulla sostenibilità ambientale nel campo delle costruzioni civili sarà tenuta in considerazione e discussa nelle prossime riunioni. • Varalda propone di parlare dell’impiego dei metalli nella mobilità elettrica (rame, alluminio, acciaio, materiali per magneti ecc.). • • Notizie dal Comitato • Il Dott. Ezio Debernardi, già presidente del CT, si rende disponibile per la carica di vice-presidente e l’assemblea accetta all’unanimità. • Un membro del CT ha cambiato posto di lavoro e non parteciperà più alle riunioni; è stato sostituito da un collega.

CT TRATTAMENTI TERMICI E METALLOGRAFIA (TTM) (riunione telematica del 02 luglio 2020)

Manifestazioni in corso di organizzazione • La nuova data del “27° Convegno Nazionale Trattamenti Termici 2020” è stata fissata al 18-19 novembre 2020 a Genova –

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 87

Atti e notizie - AIM news

Comitati tecnici / Study groups

• • •

•

Magazzini del Cotone – Porto Antico. Il Presidente Petta conferma che il programma si va a delineando nei dettagli sia per gli interventi tecnico scientifici che per quelli tecnico applicativi dell’area espositiva, ed appare abbastanza equilibrato. A breve si potrà cominciare a divulgare il programma, per arrivare a una locandina con sufficienti dettagli dopo le ferie. L’area espositiva prevista inizialmente è totalmente occupata, ma sono disponibili ulteriori spazi. Durante l’evento saranno attribuiti due premi, al prof. Firrao e all’ing. Bocchini come riconoscimento per tutta l’attività svolta in AIM; inoltre si celebrerà un ricordo della Prof.ssa Enrica Stagno, chi è stata ordinaria di Metallurgia presso l’Università di Genova. Sono previste anche due tavole rotonde organizzate dal CT “Sviluppo trattamenti termici” sui temi di marketing digitale e controllo di gestione. La GdS “Il Mondo Industrial - aspetti metallurgici e metodologie di controllo” deve essere tenuta di presenza perché in remoto si perderebbe la visita al museo CNH. Il coordinatore Massa pensa che per febbraio/marzo 2021 saranno ritirate le restrizioni per manifestazioni interne in CNH e si potrà dare il via all’organizzazione. La GdS “Stampaggio: proprietà dell’acciaio, trattamento termico e meccanismo di danneggiamento” – coordinatore Rivolta – si terrà presso la sede di Confindustria Canavese a Biella il 22 ottobre 2020 e potrà essere fruita sia in presenza che in remoto. La terza edizione del corso “Metallurgia di base propedeutico ai trattamenti termici” sarà tenuta entro il 2020, probabilmente a ottobre. Il corso si potrà fruire in presenza e contemporaneamente anche in remoto per favorire chi non può intervenire fisicamente. Bassani e Petta propongono un incontro ristretto ai soli docenti entro la fine di luglio per definire l’organizzazione e il programma secondo la didattica scelta. Il seminario congiunto con il CT “Metallurgia delle polveri e additive manufacturing” è stato confermato per gennaio 2021 su due giornate presso due aziende ospitanti. Vicario segnala che tutti i relatori si sono dichiarati disponibili.

Iniziative future • La GdS “Trattamenti termici e modellazione” si terrà entro maggio 2021 in sede da definire. Il coordinatore Pelizzari conferma che lo scopo della manifestazione è quello di far capire che la modellazione è utile sia per risparmiare tempo nella progettazione che per risparmiare i costi di eventuali insuccessi. Durante la prossima riunione sarà presentata una prima bozza di programma, con le eventuali aziende disponibili. • Nel primo semestre 2021 sarà organizzata una manifestazione presso Getrag nella zona di Bari della durata di una giornata e mezza con titolo: “Trasmissioni nell’automotive: della acciaieria al processo di pallinatura”. Le tre mezze giornate avranno per tema rispettivamente il grezzo (acciaieria, forgiatori), il trattamento termico e la pallinatura. Il coordinatore Morgano pensa che si dovrebbero coinvolgere tutte le aziende dell’area, anche per fare conoscere AIM alle nuove realtà della zona.

CT CONTROLLO E CARATTERIZZAZIONE PRODOTTI (CCP) (riunione telematica del 15 luglio 2020)

Consuntivo di attività svolte • Bassani riferisce che il corso “Failure Analysis in pillole” ha raccolto circa 70 iscrizioni complessive. Praticamente tutti gli iscritti hanno frequentato tutti i moduli: si tratta di uno dei corsi FaReTra con maggior numero di iscritti. Bassani presenta anche i risultati del questionario di soddisfazione, compilato però da un numero piuttosto esiguo di partecipanti: i giudizi sulla valutazione generale e sulle lezioni sono tra il buono e l’ottimo, come è ottimo il giudizio sull’accesso video. Vengono esaminati anche i suggerimenti per i futuri corsi, sia da remoto che in presenza. Manifestazioni in corso di organizzazione • Stella, coordinatore del corso “Analisi chimiche” che si svolgerà a Milano il 14 e 15 ottobre, conferma che la locandina è pronta, con qualche piccolo cambiamento rispetto al corso precedente. Il corso ha avuto il patrocinio di Accredia. Le lezioni si dovrebbero tenere in presenza, ma con la possibilità di vederle anche in remoto. Ulteriori decisioni saranno prese a settembre in funzione della situazione epidemiologica. • GdS “Corrosione per non corrosionisti”: il coordinatore Farina ha inviato una bozza di programma che Trentini commenta come eccessivamente strutturato rispetto alle intenzioni: lui pensava ad una giornata con una introduzione generica e elencazione di casi, propedeutica ad un corso più importante come quello proposto da Farina. Dello stesso parere sono Stella e Bolzoni, presidente del CT Corrosione. Si decide quindi di optare per una elencazione di “case histories” con il coordinamento suddiviso tra i due CT. E’ stato nominato un comitato ristretto per gestire la preparazione della manifestazione. Iniziative future • Il corso “Prove Meccaniche” si terrà nell’autunno 2021 con una formula rinnovata: un comitato ristretto definirà il programma e i docenti. Si deve decidere se tenere il corso di presenza o anche online, ma manca molto tempo e ogni decisione è prematura. • La manifestazione “Caratterizzazione dei materiali da additive manufacturing” deve essere ancora preparata in dettaglio, sia per la struttura che per la scelta dei docenti. La coordinatrice sarà Bisaglia, che ha proposto l’argomento: nel suo laboratorio si fanno diverse prove sui prodotti da questi materiali. • Corso “Failure analysis”: Ferrari riproporrà ai docenti il corso che è stato rimandato per il lock-down, per sentire la loro disponibilità. La data sarà quella di fine febbraio/inizio marzo 2021. Secondo quanto suggerito dai questionari di soddisfazione del precedente corso, si cercherà di ridurre la parte teorica e presentare meglio gli esempi e i casi di studio.

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

pagina 88

Atti e notizie - AIM news

METEF giunge alla sua 12° edizione Nuova struttura, nuova location, nuove alleanze: è il

gonista nell’Economia Circolare e nella Sostenibilità Am-

METEF della ripartenza, con l‘ambizione di affrontare nuo-

bientale, come testimonia il graduale rivoluzionario pas-

ve sfide, con la consapevolezza che molte cose saranno

saggio al metallo verde a bassa impronta di carbonio.

cambiate, con la potenza di Veronafiere e Bolognafiere,

“Metef c’è in un momento così delicato per le aziende

due tra i poli fieristici leader in Italia, in joint venture su

italiane” - spiega Mario Conserva, Presidente Metef - “Le

METEF per valorizzare nel contesto internazionale com-

filiere industriali che da anni rappresentiamo hanno stra-

parti strategici come quello dell’alluminio e dei metalli

ordinarie competenze tecniche e di uomini, la ripartenza è

speciali e del manifatturiero avanzato. Una rinascita che

a portata di mano. In un mercato che tornerà a privilegiare

si muoverà su nuovi percorsi, con il grande valore aggiun-

i valori e le competenze locali, l’arma vincente è quella

to dell’esperienza e della capacità di visione nel futuro, a

semplice, nota, ma non sempre praticata, di fare sistema.

Bolognafiere dal 25 al 27 marzo 2021, in contemporanea

La sinergia virtuosa tra Associazioni, imprese e fiere di set-

con MecSpe, fiera di riferimento per l’industria manifattu-

tore è un’opportunità ma solo quando, come da noi, esi-

riera e per la fabbrica intelligente.

ste la ricchezza e la varietà di un tessuto industriale vivo e

Uno tra i principali temi portanti di METEF 2021 sarà il Gre-

consolidato. E’ la marcia in più che abbiamo, sfruttiamola,

en Deal, il grande progetto lanciato dalla Commissione

con la fiducia che il 2021 possa essere l’anno in cui tutti noi

Europea, che vuole privilegiare lo sviluppo delle PMI per

torneremo a far conoscere in tutto il mondo il valore del

la rinascita dell’industria del vecchio continente, e che

nostro manifatturiero”.

darà grande attenzione all’alluminio, campione e prota-

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

pagina 89

Atti e notizie - AIM news

Normativa / Standards Norme pubblicate e progetti in

Non-destructive testing of steel tubes -

2020)

seamless and welded (except submerged

Non-destructive testing of steel tubes —

arc-welded) steel tubes for the detection of

Part 11: Automated ultrasonic testing of

Norme UNSIDER pubblicate da UNI

imperfections - Amendment 1: Change of

the weld seam of welded steel tubes for the

nel mese di giugno 2020

dimensions of the reference notch; change

detection of longitudinal and/or transverse

acceptance criteria (ISO 10893-2:2011/

imperfections — Amendment 1: Change

Norme UNSIDER pubblicate da UNI

Amd 1:2020)

of ultrasonic test frequency; change of

inchiesta (aggiornamento 2 luglio

nel mese di gennaio 2020 UNI 11025:2020

Part 2: Automated eddy current testing of

ISO 10893-11:2011/Amd 1:2020

acceptance criteria EN ISO 10893-3:2011/A2:2020

Non-destructive testing of steel tubes - Part

ISO 8180:2020

3: Automated full peripheral flux leakage

Ductile iron pipelines — Polyethylene

contestazioni tecniche

testing of seamless and welded (except

sleeving for site application

Norme UNSIDER ritirate da UNI nel

steel tubes for the detection of longitudinal

Prodotti

acciaio

Gestione

delle

submerged

arc-welded)

imperfections

ISO 4947:2020

Steel and cast iron — Determination of

mese di giugno 2020

and/or

Amendment 2: Change acceptance criteria

vanadium

EC 1-2008 UNI 11025:2003

(ISO 10893-3:2011/Amd 2:2020)

titration method

gestione delle contestazioni tecniche per

EN ISO 10893-8:2011/A1:2020

Prodotti siderurgici - Formalizzazione e

transverse

ferromagnetic

non conformità

Non-destructive testing of steel tubes

UNI 11025:2003

of seamless and welded steel tubes for

gestione delle contestazioni tecniche per

Amendment 1: Change acceptance criteria

Prodotti siderurgici - Formalizzazione e

- Part 8: Automated ultrasonic testing the detection of laminar imperfections -

non conformità

(ISO 10893-8:2011/Amd 1:2020)

Norme UNSIDER pubblicate da CEN

EN ISO 10893-12:2011/A1:2020

content

—

Potentiometric

Progetti UNSIDER messi allo studio dal CEN (Stage 10.99) – luglio 2020 prEN 1092-3 rev

Flanges and their joints - Circular flanges for pipes, valves, fittings and accessories, PN designated - Part 3: Copper alloy flanges

e ISO nel mese di giugno 2020

Non-destructive testing of steel tubes

EN ISO 13680:2020

ultrasonic thickness testing of seamless

for pipes, valves, fittings and accessories,

and

Class designated - Part 3: Copper alloy

Corrosion-resistant alloy seamless tubular

welded) steel tubes - Amendment 1:

Petroleum and natural gas industries products for use as casing, tubing, coupling stock and accessory material - Technical delivery conditions (ISO 13680:2020)

- Part 12: Automated full peripheral welded

(except

submerged

arc-

prEN 1759-3 rev

Flanges and their joints - Circular flanges

flanges

Change of acceptance criteria (ISO 1089312:2011/Amd 1:2020)

prEN 1759-4 rev

Flanges and their joint - Circular flanges ISO 17804:2020

for pipes, valves, fittings and accessories,

EN ISO 10893-1:2011/A1:2020

Founding — Ausferritic spheroidal graphite

class designated - Part 4: Aluminium alloy

cast irons — Classification

flanges

1: Automated electromagnetic testing of

ISO 10893-10:2011/Amd 1:2020

Non-destructive testing of steel tubes - Part seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the verification of hydraulic leaktightness - Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch; change acceptance criteria (ISO

Non-destructive testing of steel tubes — Part 10: Automated full peripheral

Flanges and their joints - Design rules for

ultrasonic testing of seamless and welded

gasketed circular flange connections - Part

(except

1: Calculation

submerged

arc-welded)

steel

tubes for the detection of longitudinal and/

10893-1:2011/Amd 1:2020)

or transverse imperfections — Amendment

EN ISO 10893-2:2011/A1:2020

change of acceptance criteria

La Metallurgia Italiana - luglio-agosto 2020

prEN 1591-1 rev

1: Change of ultrasonic test frequency;

prEN ISO 2566-1 rev

Steel - Conversion of elongation values Part 1: Carbon and low alloy steels

pagina 90

Atti e notizie - AIM news listing elements in steel standards

EN 13480-3:2017/prA4

Metallic industrial piping - Part 3: Design

prEN ISO 2566-2 rev

Steel - Conversion of elongation values -

and calculation

ISO/DIS 1143

Part 2: Austenitic steels

Metallic materials — Rotating bar bending

Progetti UNSIDER in inchiesta prEN e ISO/DIS – luglio 2020

Metallic industrial piping - Part 5: Inspection and testing

ISO/DIS 683-3

Heat-treatable steels, alloy steels and free-

prEN – progetti di norma europei

EN 13480-4:2017/prA2

prEN ISO 15156-1

Fabrication and installation

Petroleum

and

natural

gas

fatigue testing

EN 13480-5:2017/prA2

Metallic

industrial

cutting steels — Part 3: Case-hardening

piping

Part

Progetti UNSIDER al voto FprEN e

industries

- Materials for use in H2S-containing

EN 13480-2:2017/prA8

environments in oil and gas production

Metallic industrial piping - Part 2: Materials

- Part 1: General principles for selection -

of cracking-resistant materials (ISO/FDIS

prEN ISO 10275 Metallic

15156-1:2020)

Sheet and strip - Determination of tensile strain

Petroleum

and

hardening

materials

exponent

(ISO/DIS

10275:2020)

prEN ISO 15156-2

natural

gas

FprEN – progetti di norma europei FprEN ISO 10113

Metallic materials - Sheet and strip FDIS 10113:2019)

industries prEN ISO 683-3

environments in oil and gas production -

Heat-treatable steels, alloy steels and free-

Part 2: Cracking-resistant carbon and low-

cutting steels - Part 3: Case-hardening

alloy steels, and the use of cast irons (ISO/

steels (ISO/DIS 683-3:2020)

ISO/FDIS

Petroleum

prEN ISO 15156-3

natural

gas

industries

- Materials for use in H2S-containing

ISO/DIS

–

internazionali

progetti

–

internazionali

progetti

norma

ISO/FDIS 15156-1

FDIS 15156-2:2020)

and

ISO/FDIS – luglio 2020

Determination of plastic strain ratio (ISO/

- Materials for use in H2S-containing

Petroleum

steels

norma

and

natural

gas

industries

— Materials for use in H2S-containing environments in oil and gas production — Part 1: General principles for selection of cracking-resistant materials

environments in oil and gas production -

ISO/DIS 24200

Part 3: Cracking-resistant CRAs (corrosion-

Petroleum, petrochemical and natural gas

resistant alloys) and other alloys (ISO/FDIS

industries — Bulk material for offshore

15156-3:2020)

projects — Pipe support

prEN ISO 24200

ISO/DIS 23825

Part 2: Cracking-resistant carbon and lowalloy steels, and the use of cast irons

ISO/FDIS 15156-2

Petroleum

and

natural

gas

industries

— Materials for use in H2S-containing environments in oil and gas production —

natural

Method for evaluating the nodularity of

gas industries - Bulk material for offshore

spheroidal carbides — Steels for cold

projects

heading and cold extruding

Petroleum,

petrochemical -

Pipe

and

support

(ISO/DIS

24200:2020)

ISO/FDIS 15156-3

Petroleum

and

natural

gas

industries

ISO/DIS 20257-2

— Materials for use in H2S-containing

Installation and equipment for liquefied

environments in oil and gas production —

Petroleum, petrochemicals and natural

natural gas - Design of floating LNG

Part 3: Cracking-resistant CRAs (corrosion-

gas industries - Internal coating and lining

installations — Part 2: Specific FSRU issues

resistant alloys) and other alloys

ISO/DIS 7989-2

ISO/FDIS 10802

prEN ISO 18796-1

of carbon steel process vessels - Part 1: Technical requirements (ISO 18796-1:2018)

Steel wire and wire products — NonprEN ISO 35104

Petroleum and natural gas industries -

ferrous metallic coatings on steel wire —

Ductile

iron

pipelines

—

Hydrostatic

testing after installation

Part 2: Zinc or zinc-alloy coating

Arctic operations - Ice management (ISO 35104:2018)

ISO/DIS 6306

Chemical analysis of steel — Order of

La Metallurgia Italiana - July-August 2020

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