La Metallurgia Italiana, n.9 settembre 2021 by aimnet3

Metallurgia Italiana

International Journal of the Italian Association for Metallurgy

n. 9 settembre 2021 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909

La Metallurgia Italiana International Journal of the Italian Association for Metallurgy Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. House organ of AIM Italian Association for Metallurgy. Rivista fondata nel 1909

Direttore responsabile/Chief editor: Mario Cusolito Direttore vicario/Deputy director: Gianangelo Camona Comitato scientifico/Editorial panel: Livio Battezzati, Christian Bernhard, Massimiliano Bestetti, Wolfgang Bleck, Franco Bonollo, Bruno Buchmayr, Enrique Mariano Castrodeza, Emanuela Cerri, Lorella Ceschini, Mario Conserva, Vladislav Deev, Augusto Di Gianfrancesco, Bernd Kleimt, Carlo Mapelli, Jean Denis Mithieux, Marco Ormellese, Massimo Pellizzari, Giorgio Poli, Pedro Dolabella Portella, Barbara Previtali, Evgeny S. Prusov, Emilio Ramous, Roberto Roberti, Dieter Senk, Du Sichen, Karl-Hermann Tacke, Stefano Trasatti Segreteria di redazione/Editorial secretary: Marta Verderi Comitato di redazione/Editorial committee: Federica Bassani, Gianangelo Camona, Mario Cusolito, Carlo Mapelli, Federico Mazzolari, Marta Verderi Direzione e redazione/Editorial and executive office: AIM - Via F. Turati 8 - 20121 Milano tel. 02 76 02 11 32 - fax 02 76 02 05 51 met@aimnet.it - www.aimnet.it Immagine in copertina: Shutterstock

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Metallurgia Italiana

International Journal of the Italian Association for Metallurgy

n. 9 settembre 2021 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909

Editoriale / Editorial Editoriale

A cura di C. Mapelli............................................................................................................................... pag.04

Memorie scientifiche / Scientific papers Acciai e Ghise / Steels and Cast Iron

Studio della segregazione di Cr in acciai martensitici tramite analisi XPS

E. Bolli, A. Fava, S. Kaciulis, A. Mezzi, R. Montanari, A. Varone.................................................................... pag.08

Trattamenti elettropulsati su acciaio inossidabile duplex UNS S32750

C. Gennari, L. Pezzato, G. Tarabotti, R. Gobbo, M. Forzan, E. Simonetto, V. Stolyarov, I. Calliari......... pag.15

n.9 settembre 2021

Anno 113 - ISSN 0026-0843

Ottimizzazione della microstruttura e delle proprietà micromeccaniche della coltre bianca sull’acciaio 42CrMo4 nitrurato e nitrocarburato

R. Sola, C. Martini, A. Morri, G. Mazzola, A. Zanotti, I. Zorzi ................................................................ pag.32

Off topic – Superlega a base nickel - Nickel base superalloy

Microstructural restoration of long-term serviced cast Inconel 738 nickel superalloy turbine blade with difference solutioning and precipitation aging temperatures

N. Kiatwisarnkij, P. Fapinyo, K. Chanthawong, P. Horňak, P. Wangyao.............................................. pag.40

indice

Attualità industriale / Industry news

Acciai ad alta resistenza per il settore automotive: un semplice modello di trasformazione dell’austenite per le linee di ricottura continua e zincatura

a cura di: V. Colla, R. Valentini, L. Bacchi............................................................................................. pag.48

Off topic

Attrezzature di caricamento o accessori di sollevamento?

a cura di: A. Lazzaretto............................................................................................................................. pag.56

Scenari / Experts' Corner Biocarbone: una risorsa prezione per i forni ad arco elettrico

a cura di: Luca Orefici.......................................................................................................................... pag.62

Atti e notizie / AIM news

In memoria di Emilio Ramous.............................................................................. pag.65 Premio Amulio Cipriani.......................................................................................... pag.66 In memoria di Carlo Fossati.................................................................................. pag.67 Eventi AIM / AIM events......................................................................................... pag.69 Comitati tecnici / Study groups ........................................................................... pag.70 Normativa / Standards.......................................................................................... pag.74

“

editoriale - editorial

I processi metallurgici in generale e quelli siderurgici in particolare sono chiamati alla sfida di una maggiore sostenibilità.

Metallurgical processes and steel processes are called upon to meet the challenge of greater sustainability.

Prof. Carlo Mapelli Poltecnico di Milano

LA SFIDA DELLA SOSTENIBILITÁ

THE CHALLENGE OF SUSTAINABILITY

I processi metallurgici in generale e quelli siderurgici in

Metallurgical processes in general and steel processes, in

particolare sono chiamati alla sfida di una maggiore so-

particular, are called upon to meet the challenge of grea-

stenibilità e lo sforzo per raggiungere tale obiettivo sarà

ter sustainability and the effort to achieve this goal will be

significativo, in quanto essi sono considerati settori “hard

significant, as they are considered "hard to abate" sectors

to abate” in termini di eliminazione delle emissioni nette

in terms of eliminating net greenhouse gas emissions. For

di gas serra. Per questa ragione il pnrr (piano nazionale di

this reason, the PNRR (national recovery and resilience

recupero e resilienza), finanziato con prestiti raccolti sui

plan), financed with loans raised from the financial markets

mercati finanziari dall’Unione Europea, prevede significa-

by the European Union, includes important investment

tive linee di investimento dedicate al raggiungimento della

lines dedicated to achieving carbon neutrality in the me-

neutralità carbonica nel settore metallurgico. L’assunzione

tallurgical sector. The assumption of this orientation will

di tale orientamento sarà probabilmente stimolata anche

probably also be stimulated by the penalties that could

dalle penalizzazioni che potrebbero colpire i prodotti me-

affect metallurgical products produced through intensive

tallurgici prodotti attraverso un’intensiva emissione di gas

greenhouse gas emissions.

a effetto serra.

However, there is no question that there is a growing awaComunque, è fuori discussione come si stia prenden-

reness that the challenge of carbon neutrality cannot be

do consapevolezza che la sfida della neutralità carbonica

met with a single solution, as seems to emerge from sim-

non potrà essere vinta con un’unica soluzione, come in-

plistic slogans that point to a single solution depending on

vece sembra emergere da slogan semplistici che di volta

the incentives provided by public institutions. There is a

in volta puntano su un’unica soluzione a seconda di quelli

growing awareness that the transition is expensive, much

editoriale - editorial

che sono gli incentivi messi a disposizione dalle istituzioni

less competitive than the economy based on the exploita-

pubbliche. Si sta prendendo coscienza che la transizione è

tion of fossil fuels that still provide high economic margins.

costosa, assai meno competitiva dell’economia basata sul-

As emerged during the recent webinar organised by AIM,

lo sfruttamento delle fonti fossili che tuttora garantiscono

also available as on demand recordings, the only realistic

elevati margini economici. Come è emerso nella recente

possibility of intervention passes through a combination

giornata di studio promossa dall’Associazione, disponi-

of technological solutions whose articulation is not easy:

bile anche nelle registrazioni digitali, l’unica possibilità di

CO2 capture with storage and eventual exploitation of car-

intervento realistica passa per un combinato di soluzioni

bon dioxide as a raw material, recovery of waste heat from

tecnologiche la cui articolazione non è banale: cattura del-

casting and rolling processes, plastic deformation techni-

la CO2 con stoccaggio ed eventuale sfruttamento dell’ani-

ques in line with solidification systems (which will be di-

dride carbonica come materia prima, recupero del calore

scussed at the next International Conference in Bari dedi-

disperso dai processi di fusione e laminazione, tecniche di

cated to continuous casting), the exploitation of biogenic

deformazione plastica in linea ai sistemi di solidificazione

raw materials (such as biocarbon and biomethane) which

(di cui si parlerà nel prossimo convegno internazionale di

are intrinsically neutral from the point of view of greenhou-

Bari dedicato alla colata continua), lo sfruttamento di ma-

se gas emissions, exploitation of blue hydrogen derived

terie prime di natura biogenica (come il biocarbone ed il

from natural gas or green hydrogen obtained from water

biometano) che sono intrinsecamente neutrali dal punto di

using renewable energies, without forgetting the recovery

vista dell’emissione di gas serra, sfruttamento di idrogeno

and safe exploitation of the energy potential of materials

blu derivante dal gas naturale o di idrogeno verde ottenuto

now considered waste; This is just to mention briefly the

dall’acqua con energie rinnovabili, senza dimenticare il re-

most promising solutions; even though they are not easy

cupero e lo sfruttamento in sicurezza del potenziale ener-

to implement in the complex plant scenario that characte-

getico di materiali oggi considerati rifiuti; questo solo per

rizes the metallurgical industry.

citare sinteticamente gli interventi più promettenti anche se di non facile attuazione nel momento in cui vengano

It is useless to delude ourselves by focusing on a single

considerati nel complesso scenario impiantistico che con-

technological solution in the hope that it will make it pos-

traddistingue l’industria metallurgica.

sible to avoid facing the complexity of the situation and of the experiments that will also entail a significant invest-

E’ inutile illudersi di puntare su un’unica soluzione tecno-

ment risk, which in some ways is difficult to reconcile with

logica nella speranza che essa consenta di non affrontare

the fact that the financing of the PNRR focuses largely on

la complessità della situazione e delle sperimentazioni che

the identification and implementation of established tech-

comporteranno anche un non indifferente rischio di inve-

nologies, and it could not be otherwise, given that for the

stimento, che per certi versi mal si concilia con il fatto che

member states of the Union only a small part of the finan-

i finanziamenti del PNRR si focalizzano in gran parte sull’i-

cing is available on a non-refundable basis.

dentificazione e sulla messa in opera di tecnologie consolidate e non potrebbe essere altrimenti visto che per gli

The first significant step will be the substitution of hard coal

stati membri dell’Unione solo una piccola parte di finanzia-

and its derivatives with natural gas, as the exploitation of

menti risulta disponibile a fondo perduto.

this resource is able to reduce both the emission of gre-

Il primo passo significativo sarà la sostituzione del carbon

enhouse gases and polluting compounds resulting from

fossile e dei suoi derivati con il gas naturale, in quanto lo

the processing and combustion of coal and its derivatives.

sfruttamento di tale risorsa è in grado di abbattere sia l’e-

The low prices recorded in recent years by oil and natural

missione di gas serra che dei composti inquinanti derivanti

gas have discouraged investment in the Oil & Gas sector

dalla lavorazione e dalla combustione del carbone e dei

both in terms of research of deposits and infrastructure

suoi derivati. I bassi prezzi registrati negli ultimi anni dal

networks for the transport of these resources, but these

petrolio e dal gas naturale hanno scoraggiato investimen-

investments must necessarily know a recovery if we do

ti nel settore dell’Oil&Gas sia a livello di ricerca dei giaci-

not want to end up in situations of shortage of energy re-

menti sia di reti infrastrutturali per il trasporto di tali risor-

sources accompanied by the inevitable increase in prices

se, ma tali investimenti dovranno per forza conoscere una

and all the damage that this trend can cause to economic

ripresa se non si desidera finire in situazioni di carenza di

growth. In this perspective, the Study Day promoted by the

risorse energetiche accompagnata dall’inevitabile aumen-

Forging Technical Committee dedicated to the safety and

to dei prezzi e da tutti i danni che questo andamento può

innovation of valves used in the Oil&Gas sector is part of

comportare alla crescita economica. In questa prospettiva

this project.

si inserisce la giornata di studio che è stata promossa dal

The themes of the energy transition have in some ways

Comitato Tecnico di Forgiatura dedicata alla sicurezza e

overshadowed the issues related to the circular economy,

all’innovazione del valvolame utilizzato nel settore Oil&-

which, however, is a fundamental path of the energy tran-

Gas.

sition and to this theme the Association will dedicate the

I temi della transizione energetica hanno per certi versi

International Workshop organized for the end of the year in

oscurato le tematiche relative all’economia circolare, che

Bergamo and dedicated to the efficient use of raw materials

però è un percorso fondamentale della transizione ener-

and the recycling of waste and metallurgical by-products.

getica e a questa tematica l’Associazione dedicherà il Workshop internazionale organizzato per la fine dell’anno a Bergamo e dedicato all’efficiente utilizzo delle materie prime e al riciclo di rifiuti e sottoprodotti metallurgici.

e c

c c

10th european conference on continuous casting 20-22 October 2021 Bari . Italy

The 10th European Continuous Casting Conference ECCC - will be organised by AIM, the Italian Association for Metallurgy, in Bari (Italy) on 20-22 October 2021 with focus on the status and future developments in the casting of steel. The ECCC is a unique forum for the European continuous casting community to exchange views on the status and the future development of the continuous casting process. The Conference program is abreast of the latest developments in control and automation, advanced continuous casting technologies, application of electromagnetic technologies and mechanical devices to improve the core microstructure, the lubrication issues for improving the surface qualities. Steel metallurgical issues will be addressed as well as their physical and numerical simulation. The exchange of experience in operational practice, maintenance and first results from the recently commissioned plants will integrate the program. The Conference aims at promoting the dialogue among the delegates with industrial and academic background and among the participants in former Conferences and new members of the continuous casting community. Registrations are open!

Programme and Registration The advance programme and the Conference registration fees are available on the Conference website: www.aimnet.it/eccc2020/

www.aimnet.it/eccc2020

e c

in cooperation with

Organised by

with th support of

c c

Exhibition As an integral element of the event, a technical exhibition will be held during the event. Full list of exhibitors is available on the Conference website: www.aimnet.it/eccc2020/

Digital attendance Do you wish to join but you still have travel restrictions? Join ECCC digitally! Full information at: www.aimnet.it/eccc2020/

Sponsored by

Contacts ECCC 2020 Organising Secretariat AIM - Associazione Italiana di Metallurgia Via Filippo Turati 8, 20121 Milan - Italy aim@aimnet.it - www.aimnet.it/eccc2020

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Studio della segregazione di Cr in acciai martensitici tramite analisi XPS E. Bolli, A. Fava, S. Kaciulis, A. Mezzi, R. Montanari, A. Varone

L'acciaio martensitico (10.5 Cr%), oggetto di questo studio è un materiale candidato per costituire componenti

strutturali di futuri reattori a fusione nucleare. Sono stati preparati diversi gruppi di provini per prove di resilienza Charpy: tutti sono stati tenuti per 30 minuti a 1075 °C (campo austenitico), temprati con una velocità di raffreddamento

di 60 °C/s ed infine, i vari gruppi sono stati trattati a 700 °C per tempi crescenti fino a 18 ore. Una volta eseguiti i test di rottura sui vari gruppi a temperature nell'intervallo da -100 °C a + 200 °C, la morfologia delle superfici di frattura è stata analizzata tramite microscopia elettronica a scansione (SEM). La composizione chimica delle superfici è stata studiata

mediante misure XPS (X-ray photoelectron spectroscopy). Tali misure hanno registrato un eccesso di Cr sulle superfici di frattura sia in campo duttile che fragile, rispetto ai valori nominali di tale elemento nella composizione dell'acciaio, andando così ad evidenziare il ruolo cruciale del Cr nei processi di frattura di questi materiali.

PAROLE CHIAVE: ACCIAIO MARTENSITICO, SEGREGAZIONE CROMO, XPS

INTRODUZIONE

Gli acciai inossidabili martensitici al cromo vengono

apprezzati in campo industriale per le loro notevoli proprietà meccaniche che acquisiscono grazie al processo

di tempra e, al tempo stesso, per riuscire a mantenere

una discreta resistenza alla corrosione [1]. Proprio per tali caratteristiche, questo particolare tipo di acciaio inossidabile, può rappresentare un buon candidato come

costituente di elementi strutturali di futuri reattori a fusione

nucleare [2,3]. L’applicazione nel campo dell’energetica nucleare prevede, infatti, severe condizioni di utilizzo

come le alte temperature e l’esposizione prolungata ad

Eleonora Bolli

Istituto per lo Studio dei Materiali Nanostrutturati, ISMN-CNR, Roma, Italia. Dipartimento di Ingegneria Industriale, Università degli Studi di Roma "Tor Vergata", Roma, Italia.

alte dosi di irraggiamento neutronico. Per ovviare agli

Alessandra Fava, Roberto Montanari,

acciai inossidabili a ridotta attivazione (RAMS) ottenuti

Dipartimento di Ingegneria Industriale,

effetti di queste condizioni estreme, vengono impiegati sostituendo nelle leghe elementi come Mo, Nb, Ni, Co con altri elementi come W, Ta o V [4-6]. Ma in un

ambiente di lavoro così critico non è sufficiente scegliere gli elementi di lega in modo da minimizzare i fenomeni secondari di radioattività, si rischia infatti che con il tempo,

Alessandra Varone

Università degli Studi di Roma "Tor Vergata", Roma, Italia.

Saulius Kaciulis, Alessio Mezzi Istituto per lo Studio dei Materiali Nanostrutturati, ISMN-CNR, Roma, Italia

si possa comunque andare incontro all’infragilimento

del materiale [7]. L’acciaio, prima di venire impiegato in questo campo, deve quindi essere sottoposto a diverse

prove meccaniche che prevedono prove di swelling, di

corrosione e di resistenza alle prove di creep. In questo lavoro verrà trattato lo studio dell’infragilimento di un La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 8

Scientific papers - Steels and Cast Iron

acciaio inossidabile martensitico al 10.5 % di cromo. Per

questo materiale tale problema può essere ricondotto

alla segregazione di cromo [8-11]. Diverse serie di acciaio martensitico al Cr sono state quindi sottoposte al test di resilienza Charpy e successivamente sono state analizzate le superfici di frattura ottenute in seguito al test, sia in

campo duttile che in quello fragile. Queste fratture,

oltre ad evidenziare strutture morfologiche differenti in

funzione della temperatura in cui il test Charpy è stato eseguito, hanno anche diversa composizione chimica. In particolare, si nota un arricchimento di cromo rispetto

al valore nominale riportato nella composizione della

lega. Risulta quindi evidente che il cromo ha un ruolo

fondamentale nel processo di frattura. L’obiettivo di questo lavoro è quello di fare luce sul processo fisico che induce l’infragilimento dell’acciaio attraverso misure di spettroscopia a fotoemissione di raggi X (XPS). MATERIALE E PROCEDURA SPERIMENTALE

La composizione nominale dell’acciaio analizzato è indicata nella Tab. 1:

Tab.1 - Composizione chimica dell’acciaio martensitico analizzato (wt.%). / Nominal chemical composition of investigated Cr martensitic steel (wt.%).

0.17

10.50

0.50

0.85

0.60

0.20

0.25

0.32

0.05

0.003

0.005

to balance

Su ciascun provino sono stati eseguiti i seguenti

sorgente monocromatica a raggi X di Al Kα (hν = 1486.6

trattamenti termici:

eV) e dotato di lenti elettromagnetiche e di un sistema

30 minuti;

sono stati acquisiti impostando la pass energy di 50 eV

- Trattamento termico a 1075°C (campo austenitico) per - Tempra con alta velocità di raffreddamento pari a di 60 °C/s;

- Ulteriore trattamento termico a 700 °C per tempi crescenti da 0 fino a 18 ore.

In seguito ai trattamenti termici i vari provini, intagliati a

V e di dimensione 55 x 10 x 10 mm , come previsto dallo 3

standard ASTM A370, sono stati sottoposti alla prova di resilienza Charpy effettuata seguendo lo standard UNI EN ISO 148-1:2016 [12] in un intervallo di temperature

comprese tra -100 e + 200 °C, ottenendo così le fratture sia in campo fragile che duttile. In questo lavoro sono

state esaminate tre serie di provini: la prima serie di acciai denominata “Tal quale” è stata analizzata subito dopo il

di rivelamento composto da 6 channeltron. Gli spettri

ed analizzando un’area di circa 1 mm di diametro. Tutti i dati sono stati processati utilizzando il software Avantage

v.5. Poiché la tecnica XPS è estremamente sensibile alla superficie (le informazioni riguardo la composizione chimica provengono da uno strato di campione profondo

non più di qualche nm), ogni provino analizzato è stato in precedenza sottoposto ad un attacco chimico in soluzione

diluita al 12,3% di HCl per una durata di 30 secondi. Questo procedimento è stato necessario per ridurre la

presenza di elementi superficiali di contaminazione, con particolare riferimento all’eccessiva presenza di carbonio. Successivamente l’acido è stato rimosso in un bagno ad ultrasuoni con acqua deionizzata.

processo di tempra, mentre gli altri due set di campioni

sono stati studiati in seguito ad un trattamento termico a 700 °C dalla durata di 10 e 18 ore. La morfologia delle

RISULTATI E DISCUSSIONE

a scansione elettronica (SEM Hitachi SU70, Hitachi,Tokyo,

fratture di quasi-clivaggio con le classiche strutture “tear

superfici di frattura è stata investigata tramite microscopia Japan), mentre con la tecnica della spettroscopia di

Le immagini di microscopia SEM hanno evidenziato

ridges” in campo fragile (Fig. 1a e 1c) e superfici di frattura

fotoemissione XPS, è stata determinata la composizione

caratterizzate da micro cavità, “dimples”, in campo duttile

state eseguite con lo spettrometro modello Escalab 250Xi

per 18 ore, è stata rilevata la presenza di carburi di cromo

chimica delle superfici di frattura. Le analisi XPS sono (Thermo Fisher Scientific Ltd, UK), equipaggiato con una La Metallurgia Italiana - September 2021

(Fig. 1b e 1d). Inoltre, per il campione scaldato a 700 °C evidenziati dalle frecce rosse sulla Fig. 1d.

pagina 9

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

(a)

(b)

(c)

(d)

Fig.1 - Immagini SEM delle superfici di frattura di un campione della serie “Tal quale” fratturato in campo fragile (a) e in campo duttile (b) e della serie scaldato a 700 °C per 18 ore fratturato in campo fragile (c) e in campo duttile (d). / SEM images of fracture surfaces of the steel samples “As-quenched” broken in brittle (a) and ductile field (b) and heated for 18 hours at 700 °C, broken in brittle (c) and ductile field (d).

Le analisi XPS condotte sulle superfici di frattura di tutte

quale”, il primo fratturato in campo fragile alla temperatura

chimica. Ciò che differisce tra i campioni di serie diverse,

temperatura di +100 °C (c,d). Il segnale degli spettri è

le serie di provini hanno registrato la stessa composizione

ma anche appartenenti alla stessa serie ma fratturati a temperature diverse, è la percentuale relativa dei

vari elementi e il loro stato ossidativo. I tipici picchi di fotoemissione Fe2p3/2 e Cr2p3/2 sono mostrati in Fig. 2. Questi spettri fanno riferimento a due acciai della serie “Tal

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

di -100 °C (a,b) mentre il secondo in campo duttile alla stato scomposto nelle sue componenti in seguito alla sottrazione del fondo (modalità smart di Avantage v.5.).

L’analisi quantitativa e l’attribuzione degli stati ossidativi di entrambi i campioni è riassunta nelle Tab. 2 e Tab. 3.

pagina 10

Scientific papers - Steels and Cast Iron

(a)

(b)

(c)

(d)

Fig.2 - Analisi dei picchi di fotoemissione Fe 2p3/2 e Cr 2p3/2 di un provino della serie “Tal quale” in campo fragile (a,b) e in campo duttile (c,d). / Peak fitting of Fe 2p3/2 e Cr 2p3/2 spectra of “as-quenched” steel in brittle field (a,b) and ductile field (c,d). Tab.2 -Energia di legame (BE), analisi quantitativa XPS e stato chimico ossidativo del Fe e del Cr in campo fragile. / Binding Energy (BE), XPS quantification and chemical states of Fe and Cr for the steel sample broken in brittle field. Picco

BE (eV)

Tal quale Wt.% (Tcharpy: −100 °C)

10 h Wt.% (Tcharpy: −100 °C)

Stato ossidativo

Fe2p3/2–A

707.0

24.0

31.7

Fe0

Fe2p3/2–B

708.9

12.5

10.2

Fe+2

Fe2p3/2–C

710.6

5.7

9.0

Fe+3

Fe2p3/2–D

711.9

8.0

6.8

FeOOH

Fe2p3/2–E

713.6

14.9

4.3

Satellite

Fetotal

65.1

62.0

Cr2p3/2–A

574.3

3.8

8.1

Cr0

Cr2p3/2–B

576.8

23.1

22.1

Cr(III) ox

Cr2p3/2–C

578.2

8.0

7.8

Cr(III) hydrox

Crtotal

34.9

38.0

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 11

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Tab.3 -Energia di legame (BE), analisi quantitativa XPS e stato chimico ossidativo del Fe e del Cr in campo duttile. / Binding Energy (BE), XPS quantification and chemical states of Fe and Cr for the steel sample broken in ductile field.

Picco

BE (eV)

Tal quale Wt.% (Tcharpy: −100 °C)

10 h Wt.% (Tcharpy: −100 °C)

Stato ossidativo

Fe2p3/2–A

707.0

18.1

10.8

Fe0

Fe2p3/2–B

708.9

5.4

1.7

Fe+2

Fe2p3/2–C

710.6

26.1

31.3

Fe+3

Fe2p3/2–D

711.9

21.1

25.3

FeOOH

Fe2p3/2–E

713.6

10.0

11.0

Satellite

Fetotal

80.0

80.1

Cr2p3/2–A

574.3

3.7

1.5

Cr0

Cr2p3/2–B

576.8

10.9

16.7

Cr(III) ox

Cr2p3/2–C

578.2

5.7

1.7

Cr(III) hydrox

Crtotal

20.0

19.9

Fig.3 - Rapporto Fe/Cr (wt.%) in funzione della temperatura del test Charpy per la serie di provini “Tal quale” e dopo un trattamento termico di 10 e di 18 ore a 700 °C. / Fe/Cr (wt.%) ratio vs Charpy test temperature of the steel samples “As-quenched” and after the heating for 10 and 18 hours at 700 °C. L’arricchimento di cromo sulla superficie di frattura risulta

graficamente in Fig. 3 in funzione della temperatura in

Fe/Cr calcolato utilizzando la percentuale peso wt.%

fragile, tutti i provini analizzati, presentano un basso valore

maggiormente evidente dal rapporto con il ferro, ovvero

degli elementi. Questo valore, per tutte le serie analizzate (Tal quale, scaldato per 10 e 18 ore), si trova riportato

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

cui è stato eseguito il test di resilienza Charpy. In campo del rapporto Fe/Cr (1.5 ÷ 2.5), nella zona di transizione tra campo fragile a duttile il valore del rapporto aumenta fino

pagina 12

Scientific papers - Steels and Cast Iron

ad arrivare alle alte temperature, in campo duttile, dove il

valore Fe/Cr è più alto (3÷4.5), ma rimane comunque sotto la soglia del rapporto nominale Fe/Cr ≈ 8.5.

Volendo dare una spiegazione a questo fenomeno si deve tenere presente che tutti i provini sono stati temprati

velocemente (60 °C/s), impedendo così al cromo di avere il tempo necessario per diffondere lungo i bordi dei grani

cristallini [13-16]. A conferma di ciò, dalle immagini di microscopia elettronica, non sono state osservate fratture intergranulari. Quello che invece si osserva in campo

fragile sono delle fratture di quasi clivaggio transgranulari. Quindi è da escludere che le fratture siano riconducibili a un fenomeno di diffusione del cromo lungo i bordi di

grano. Il fatto che le superfici di frattura in campo fragile siano arricchite in cromo è spiegabile considerando

fenomeni di aggregazione su scala nanometrica del cromo [17,18]. Gli aggregati di cromo costituiscono un cammino

preferenziale per l’avanzamento delle cricche e questa è

la ragione per cui le superfici mostrano un contenuto di cromo superiore a quello medio nominale dell’acciaio.

In definitiva, l’eccessiva presenza di cromo su tutte le superfici di frattura denota come questo elemento abbia

un ruolo fondamentale nella storia di infragilimento del materiale, sia nelle fratture di quasi-clivaggio che duttili, e che la sua presenza possa indebolire i legami atomici così

da aprire un cammino preferenziale per la propagazione della frattura lungo l’acciaio. CONCLUSIONI

Un arricchimento di cromo rispetto ai valori nominali della

lega è stato riscontrato sulle superfici di frattura, prodotte

durante il test Charpy sia in campo fragile che duttile, di un acciaio inossidabile martensitico al Cr (10.5 wt.%)

sottoposto a vari trattamenti termici. La composizione chimica delle superfici di frattura, esaminata tramite

analisi XPS, indica che la propagazione della frattura lungo il provino avviene prediligendo un cammino nelle zone a maggiore concentrazione di cromo sia in campo fragile che duttile.

BIBLIOGRAFIA [1] [2] [3] [4] [5] [6] [7] [8] [9] [10] [11] [12]

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La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

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Study of Cr segregation in martensitic stainless steels by XPS analysis Cr martensitic stainless steels have excellent mechanical properties and good corrosion resistance. Due these rea-

sons, they are possible candidates for structural applications in the future nuclear fusion reactors. The environmental in working conditions includes irradiation and/or heat treatments, which could cause the embrittlement of the steel due to Cr segregation.

In the present work the chemical composition of the fracture surfaces of a 10.5 wt.% Cr martensitic stainless steel, previously broken in brittle or ductile field during the Charpy test, have been studied through X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). The Cr segregation has been observed in both ductile and brittle quasi-cleavage fractures, so the aim of this study is to determine how this segregation depends on fracture temperature and to reveal the role that Cr plays in the embrittlement of the steel.

KEYWORDS: MARTENSITIC STEEL, CR SEGREGATION, XPS

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Scientific papers - Steels and Cast Iron

Trattamenti elettropulsati su acciaio inossidabile duplex UNS S32750

C. Gennari, L. Pezzato, G. Tarabotti, R. Gobbo, M. Forzan, E. Simonetto, V. Stolyarov, I. Calliari Provini di trazione di acciaio inossidabile duplex UNS S32750 deformati al 5% e al 15% sono stati sottoposti a trattamenti elettropulsati tramite l'applicazione di treni di impulsi di corrente con picchi della densità di corrente sul provino pari a 100

A/mm2 e 200 A/mm2. Durante le prove di trazione sono stati applicati treni di 100 o 500 impulsi per ogni valore della densità

di corrente. Prima e dopo I trattamenti elettropulsati, i campioni sono stati analizzati tramite diffrazione ai raggi X, microdurezza e stress residui. Sono stati inoltre eseguite e confrontate le proprietà meccaniche ottenute dalle prove di trazione sui campioni deformati prima e dopo i trattamenti elettropulsati. È stato osservato un notevole miglioramento delle proprietà

meccaniche in termini di allungamento uniforme, allungamento a rottura, carico di rottura e microdurezza. I trattamenti

elettropulsati hanno eliminato quasi completamento lo stato incrudito nel caso dei campioni predeformati al 5%, mentre un notevole recupero è stato osservato per i campioni deformati al 15%. Non è stato osservato un sostanziale aumento

della temperatura dei campioni durante i trattamenti elettropulsati (circa 40 °C). Il recupero dello stato incrudito grazie ai trattamenti elettropulsati è dovuto ad una concomitanza di cause: aumento della diffusione dovuta alla corrente elettrica

ed un riscaldamento localizzato dovuto a concentrazioni di corrente in corrispondenza dei difetti cristallini (dislocazioni,

bordi grano, bordi di fase etc.). Il trattamento elettropulsato è una tecnica promettente per quanto riguarda la riduzione

dello stato incrudito di un materiale che potrebbe sopperire o affiancarsi ai presenti trattamenti di recupero effettuati in forni convenzionali.

PAROLE CHIAVE: EFFETTO ELETTROPALSTICO, CORRENTE PULSATA, ACCIAIO INOSSIDABILE BIFASICO, TRATTAMENTI ELETTROPULSATI, PROVA DI TRAZIONE INTRODUZIONE

Gli acciai inossidabili bifasici (DSSs) sono una famiglia di acciai inossidabili caratterizzati da una struttura bifasica

costituita da frazioni volumetriche equivalenti di austeni-

te e ferrite. Vengono utilizzati in diverse industrie: oil and gas, industria cartiera, industria del vino etc. (1–3). Pos-

siedono caratteristiche meccaniche e di resistenza a cor-

soggetti a precipitazione di fasi secondarie che causano

Claudio Gennari, Luca Pezzat, Gianmarco Tarabotti, Renato Gobbo, Michele Forzan, Enrico Simonetto, Irene Calliari

niche (resistenza all’impatto e duttilità) e una diminuzio-

Università degli Studi di Padova, Padova, Italia

rosione superiori agli acciai inossidabili bifasici, ma sono un notevole peggioramento delle caratteristiche mecca-

ne della resistenza a corrosione e ne limitano la temperatura di esercizio al di sotto di 350 °C (4–12).

Le migliori caratteristiche meccaniche e di resistenza a

Dipartimento di Ingegneria Industriale,

Vladimir Stolyarov

Mechanical Engineering Research Institute of the Russian Academy of Science, Moscow, Russia

corrosione si ottengono con una microstruttura ben bi-

lanciata costituita da frazioni volumetriche equivalenti di austenite e ferrite che viene ottenuta grazie ad un con-

trollo della composizione e ad un trattamento termico di solubilizzazione (solitamente superiore ai 1050 °C in

funzione della quantità di elementi alliganti). Il trattamen-

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pagina 15

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise to termico di solubilizzazione viene inoltre effettuato per dissolvere qualsiasi possibile fase secondaria che può es-

sere precipitata durante le fasi di produzione e di lavora-

zione del materiale (13,14). L’intervallo di temperatura nel quale precipitano le fasi secondarie è compreso tra i 600

°C e i 1000 °C, mentre a temperature inferiori (circa 475 °C) avviene la decomposizione spinodale della fase fer-

ritica in ferrite a basso ed alto contenuto di cromo. Negli

acciai inossidabili bifasici alto legati (UNS S32750, UNS S32760 etc.) la cinetica di precipitazione delle fasi secondarie è relativamente veloce (bastano pochi minuti), è

quindi necessario mantenere la temperatura di esercizio al di sotto di 475 °C ed effettuare il trattamento termico di

solubilizzazione dopo i processi di formatura a caldo. Le fasi secondarie più comuni che possono precipitare sono

la fase χ, la fase σ e nitruri di cromo (CrN and Cr2N), mentre le meno comuni sono la fase π, le fasi di Laves, la fase R e carburi. La prima fase che precipita è la fase χ a causa della

sua cella cristallina cubica che ha dimensioni molto simili a quella ferritica nonostante la fase σ sia quella più stabile termodinamicamente (5).

La scoperta dell’effetto della corrente elettrica durante la

deformazione plastica dei materiali fatta da Machlin nel 1959 (15) ha portato allo sviluppo di processi di formatura

delle leghe metalliche che prendono il nome di Electrically Assisted Manufacturing (EAM), nei quali la corrente

elettrica aumenta la formabilità di svariate leghe metalliche sfruttando l’effetto elettroplastico (EPE). L’aumento di formabilità causato dall’EPE è stato osservato su una notevole varietà di lege metalliche come leghe di allumi-

nio (16–18), di titanio (19–21), di magnesio (22,23), negli

acciai inossidabili (24) e in diversi processi di formatura.

Nei trattamenti elettropulsati che a differenza dei processi di formatura, nei quali la corrente viene applicata durante

la deformazione, la corrente elettrica viene applicata prima o dopo la deformazione del materiale. È stato osserva-

ai trattamenti elettropulsati (26). Guan e Tang sono stati in grado di affinare la grana cristalline e modificare la tes-

situra di una lega di magnesio AZ31 (27). Xiang e Zhang hanno notevolmente ridotto le tensioni residue superficiali e massive di tubi in acciaio temprato (28). Luu e i suoi

collaboratori hanno ricotto molto velocemente un acciaio inossidabile austenitico AISI 316L con un singolo impulso

di corrente eseguito a cavallo di due fasi di formatura, aumentandone la formabilità (29).

Le teorie che sono state sviluppate per cercare di spiegare

come la corrente elettrica agisca sulla microstruttura del

materiale sono molte e molto diverse ma un consenso

unanime su cosa succeda nel materiale non è ancora stato raggiunto.

Alcune dei fenomeni prodotti dalla corrente elettrica sono: la forza del vento elettronico (il trasferimento di quantità di moto degli elettroni in movimento nel mate-

riale dovuti alla corrente elettrica sulle dislocazioni, aumentandone la mobilità) (30), l’effetto magnetoplastico (il disancoraggio delle dislocazioni da ostacoli deboli a

causa del campo magnetico indotto dal passaggio di corrente elettrica) (31), la teoria di stagnazione degli elettro-

ni (un localizzato cambio di resistività causa l’accumulo

di elettroni di conduzione che va a cambiare il rapporto elettroni/atomi di valenza, riducendo la forze del legame metallico e facilitando il flusso plastico del materiale) (16),

l’elettro-migrazione (aumento della diffusività degli ioni a causa della corrente elettrica) (32), riduzione dell’energia libera di Gibbs durante le trasformazioni di fase (33,34) e l’effetto joule localizzato (35).

Lo scopo del lavoro è quello di osservare l’effetto dei trat-

tamenti elettropulsati sulle caratteristiche meccaniche su di un materiale che presenta due fasi che differiscono per struttura cristallina, composizione, resistività elettrica, stabilità termodinamica, capacità di incrudimento etc.

to che anche in questo caso vi sono dei notevoli effetti sia

sulle proprietà meccaniche che quelle microstrutturali di diverse leghe (25). Ben et al. sono riusciti a indurire molto

velocemente un acciaio AISI 4340 grazie all’effetto combinato sulle dislocazioni, sul rafforzamento per soluzione

solida e la produzione di martensite nano geminata grazie

MATERIALI E METODI

Il materiale è sato fornito dalla Outokumpu S.p.A. sotto-

forma di lamiera laminata a freddo di 2 mm di spessore la cui composizione è riportata in Tab. 1.

Tab.1 - Composizione chimica dell’acciaio analizzato (wt.%). / Chemical composition of the investigated steel (wt.%).

UNS S32750

0,018

0,26

0,84

25,08

6,88

3,82

0,17

0,019

0,0010

0,294

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Scientific papers - Steels and Cast Iron I campioni per la prova di trazione sono stati ricavati tra-

PROCEDURA SPERIMENTALE

sversalmente rispetto la direzione di laminazione con ge-

I campioni sono stati suddivisi in due categorie. Dopo

ometria da normativa ASTM E8 e riduzione del tratto utile

aver effettuato le prove di trazione a temperatura am-

a 45 mm. Sono state eseguite analisi ai raggi X per l’identi-

biente per ottenere i valori di riferimento delle proprietà

ficazione delle fasi secondari, la quantificazione delle fasi

meccaniche, i campioni della prima categoria sono stati

presenti e l’analisi del profilo dei picchi tramite diffratto-

deformati fino ad un allungamento ingegneristico del 5%

metro Bruker D8 equipaggiato con un tubo radiogeno con

mente quelli della seconda categoria hanno subito una

catodo al rame. Sono stati utilizzati incrementi di 0.02° e

deformazione del 15%. Dopo la deformazione sono sta-

tempo di conteggio di 5s per le misurazioni. Le prove di

te misurate le tensioni residue sulle due fasi lungo le due

trazione sono state condotte grazie ad una macchina di

direzioni (direzione longitudinale e direzione trasversale

trazione MTS 322 con cella di carico di 50 kN e velocità di

rispetto l’asse del provino), è stata effettuata diffrazione ai

deformazione di 10-2 s-1.

raggi X ed è stata misurata la microdurezza. Tre campioni

Il generatore di corrente è autocostruito ed è in grado di

per ogni categoria sono stati poi portati a rottura per otte-

erogare impulsi di corrente di intensità massima di 6 kA,

nere dei valori di riferimento da confrontare con i campio-

della durata di 110 μs e ad una frequenza massima di 50 Hz.

ni che hanno subito i trattamenti elettropulsati.

Le prove di microdurezza sono state eseguite su un mi-

Per ogni categoria sono stati ricavati quattro sottogruppi

crodurometro Leitz con un peso di 500 g e un carico di

in funzione dei parametri elettrici usati per il trattamento

25 g rispettivamente per la durezza massiva e quella delle

elettropulsato:

singole fasi.

• Gruppo 1: 100 A/mm2 100 impulsi

Un diffrattometro SpiderX prodotto dal GNR S.p.A. equi-

• Gruppo 2: 100 A/mm2 500 impulsi

paggiato con un tubo radiogeno al Cr è stato utilizzato per

• Gruppo 3: 200 A/mm2 100 impulsi

la misura delle tensioni residue lungo la direzione di la-

• Gruppo 4: 200 A/mm2 500 impulsi

minazione e trasversalmente ad essa seguendo il metodo

Anche in questo caso sono state condotte analisi di ten-

sin2Ψ.

sioni residue, diffrazione ai raggi X e prove di microdurez-

L’analisi microstrutturale è stata eseguita per microscopia

za. Uno schema della procedura sperimentale è riportato

ottica (Leica DMRE) e microscopia elettronica (Leica Cam-

in fig. 1.

bridge Stereoscan LEO 440).

Fig.1 -Schema della procedura sperimentale. / Schematic of the experimental procedure.

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RISULTATI Materiale allo stato di fornitura Il materiale allo stato di fornitura possiede una micro-

La quantità di austenite e ferrite è stata misurata attraverso

struttura ben bilanciata e priva di fasi secondarie, confer-

analisi Rietveld sui pattern di diffrazione di fig. 2 (rispetti-

mato da diffrazione a raggi X e osservazione al microsco-

vamente 0.48±0.04 e 0.52±0.05).

pio elettronico in elettroni retrodiffusi.

Fig.2 - Pattern di diffrazione ai raggi X del materiale allo stato di fornitura lungo direzione di laminazione. / X-ray diffraction pattern of the as received material along rolling direction

La struttura del materiale allo stato di fornitura è caratterizzata da isole di austenite piuttosto frammentata disperse in una matrice ferritica (fig. 3a). La fig. 3b mette in evidenza la differente microstruttura lungo le altre direzioni.

Fig.3 - Microstruttura del materiale allo stato di fornitura (a) lungo la direzione di laminazione (RD) e lungo le altre direzioni principali (b). / Microstructure of the as received materials: (a) along the rolling direction (RD) and (b) along the main three directions (b). Etching solution NaOH at 3 V and 5 s.

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Prove di trazione di riferimento In fig. 4. Sono riportate le prove di trazione effettuate sul materiale allo stato di fornitura e sui campioni predeformati al 5% e al 15%.

Fig.4 - Curve di flusso reali del materiale allo stato di fornitura e dei campioni deformati al 5% e al 15%. / True stress-strain curves of the as received material and the two categories of specimens prestrained at 5% and 15%. All’aumentare del grado di deformazione vi è una gradua-

I pattern di diffrazione sui campioni testati a trazione sono

le diminuzione dell’allungamento a rottura e dell’allun-

stati acquisiti prima di portarli a rottura e sono graficati in

gamento uniforme, mentre si osserva un aumento dello

fig. 5 assieme ai valori della larghezza a mezza altezza dei

sforzo di snervamento (YS) e della tensione massima

picchi (FWHM).

(UTS).

Fig.5 - Pattern di diffrazione e valori della FWHM del materiale allo stato di fornitura e dei due materiali deformati al 5% e al 15%. / X-ray diffraction pattern together with full width half maximum for the three set of samples.

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Come è ben noto, l’allargamento dei picchi nel pattern

è un aumento della FWHM appunto per l’aumento del-

di diffrazione è causato dall’aumento della densità di di-

la densità di dislocazioni e dei difetti di impilamento per

slocazioni, dalle microtensioni, dalla dimensione dei cri-

quanto riguarda la fase austenitica, dall’evoluzione delle

stalliti, dai difetti di impilamento etc. (36–42). È dunque

dimensioni dei cristalliti dovuta al crearsi di un network

piuttosto difficile separare i contributi dei singoli feno-

di dislocazioni etc. È stato inoltre osservato un aumento

meni, di conseguenza verranno riportati i valori grezzi

graduale della durezza all’aumentare del grado di defor-

del FWHM. All’aumentare del grado di deformazione vi

mazione (Fig. 6).

Fig.6 - Evoluzione della microdurezza al variare della deformazione per il materiale e per le single fasi. / Microhardness evolution as a function of prestrain of the bulk material and of each phase.

Il materiale presenta tensioni residue di compressione

formato lungo la direzione trasversale, non ci si aspettava

lungo la direzione longitudinale e trasversale rispetto

una notevole variazione delle tensioni residue lungo la

all’asse del provino a differenza di quanto osservato da

direzione di laminazione, che è ciò che è stato osservato.

Johansson et al. (43). Tenendo conto del fatto che i campioni sono stati deformati trasversalmente rispetto alla direzione di laminazione, è stato osservato un graduale calo dello stato tensionale di compressione per tutte e due le fasi (fig. 7b.). La tensione media è stata calcolata con la regola delle miscelanze come effettuato da Johansson et al. (43). Lungo la direzione di laminazione vi è un aumento delle tensioni residue in compressione per l’austenite ed una diminuzione per la ferrite. Dato che il materiale è de-

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Fig.7 - Evoluzione delle tensioni residue nelle single fase e tensione residua media lungo la direzione di laminazione (a) e trasversalmente ad essa (b). / Residual stresses evolution on the single phases and the average along the rolling direction (a) and the transversal direction (b).

Prove di trazione sui campioni elettropulsati

Dopo i trattamenti elettropulsati, sono stati fatte le pro-

I trattamenti elettropulsati sono stati eseguito con densità

ve di trazione che sono state confrontate con le curve di

di corrente pari a 100 A/mm2 e 200 A/mm2 ad una frequen-

riferimento di ogni categoria (5% per la categoria uno e

za di 1 Hz per 100 s e 500 s. A causa della breve durata

15% per la categoria due, assieme alla curva di trazione a

dell’impulso di corrente (110 μs) e della bassa frequenza,

temperatura ambiente, fig. 8.).

non è stato osservato alcun incremento di temperatura.

Fig.8 - Curve di trazione dei campioni elettropulsati e predeformati a (a) 5% e (b) 15%. La curva della prova a temperatura ambiente è riportata tratteggiata in nero (baseline), le curve in rosso sono quelle di riferimento per ogni categoria. / Tensile tests of electropulsed specimen after prestrain of (a) 5% and (b) 15%. Dashed line is the room temperature test, while red line is the reference for each categories (5% tensile test (a) and 15% tensile test (b)).

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E’ stato osservato un aumento delle caratteristiche mec-

tegoria uno è leggermente più elevata del materiale allo

caniche a seguito dei trattamenti elettropulsati per tutte e

stato di fornitura (0%) mentre è notevolmente inferiore

due le categorie. Per quanto riguarda la prima categoria,

se confrontato con quello deformato al 5% e non elet-

la migliore combinazione di densità di corrente e numero

tropulsato (Fig. 9.). Nonostante il notevole recupero in

di impulsi è stata di 100 A/mm2 e 100 impulsi. Nel caso

termini di allungamento a rottura dei campioni deformati

dei campioni deformati al 15% è stato osservato un mi-

al 15% (fig. 8b) non è stato osservato un’apprezzabile di-

glioramento di circa l’8% dell’allungamento a rottura per

minuzione della durezza come per quelli della categoria

tutte le condizioni di corrente e quantità degli impulsi te-

uno (fig. 9d). Le microdurezze delle singole fasi hanno

state. Come per i campioni della categoria uno, la miglior

mostrato lo stesso andamento della microdurezza mas-

combinazione di densità di corrente e numero di impulsi

siva. L’austenite possiede una durezza più elevata a causa

è stata di 100 A/mm2 e 100 impulsi.

dell’elevato incrudimento rispetto alla ferrite, mentre la diminuzione di durezza sembra la stessa per tutte e due

Microdurezza

le fasi.

La durezza massiva dei campioni elettropulsati della ca-

Fig.9 - Durezza delle single fasi (a,b) e massiva (c,d) dei campioni deformati e elettropulsati al 5% (a,c) e al 15% (b,e) comparate con la baseline (0%) e i riferimenti delle single categorie. / Single phases hardness and bulk hardness of specimens strained and electropulsed at (a) 5% and (b) 15% compared to the baseline (0%) and the related reference tests.

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Carico massimo e carico di snervamento

prodotto un leggero aumento del carico massimo (fig.

Non si sono osservati sostanziali effetti sul carico massi-

10b). Ciò è dovuto al fatto che l’allungamento uniforme

mo sia per quanto riguarda il grado di deformazione che

del materiale base (εu=0.184) è simile alla deformazione

per i trattamenti elettropulsati. Si può notare una picco-

applicata ai campioni della categoria due (ε=0.15). Il trat-

la diminuzione del carico massimo nei campioni prede-

tamento ha quindi permesso al materiale di aumentare

formati al 5% dopo i trattamenti elettropulsati (fig. 10a).

notevolmente l’allungamento a rottura e il grado di in-

Nei campioni deformati al 15% invece i trattamenti hanno

crudimento, che ha portato ad un aumento della UTS.

Fig.10 - Variazione del carico massimo per i diversi trattamenti e per i campioni di riferimento: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of UTS with respect the different electropulsing treatments and references (a) 5% prestrained specimens and (b) 15% prestrained specimens. I campioni della prima categoria elettropulsati con la più

a 200 A/mm2 (fig. 11a), mentre è stato osservato un ina-

bassa densità di corrente hanno mostrato un calo mag-

spettato leggero aumento del carico di snervamento per i

giore del carico di snervamento rispetto a quelli trattati

campioni appartenenti al secondo gruppo (fig. 11b).

Fig.11 - Variazione del carico di snervamento per i diversi trattamenti e per i campioni di riferimento: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of YS with respect the different electropulsing treatments and references (a) 5% prestrained specimens and (b) 15% prestrained specimens.

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Allungamento uniforme e a rottura

munque un sostanziale aumento dell’allungamento uni-

È stato osservato un notevole effetto della corrente elet-

forme rispetto ai campioni non elettropulsati (fig. 13a).

trica sull’allungamento uniforme e su quello a rottura (fig.

Molto più evidente e uniforme l’effetto dei trattamenti

12 e 13). L’allungamento uniforme dei campioni apparte-

elettropulsati sui campioni deformati al 15% che hanno

nenti alla prima categoria trattati alla più bassa densità di

mostrato un allungamento uniforme sempre maggiore

corrente è praticamente identico a quello del campione

all’aumentare della densità di corrente e del numero di

non predeformato. Anche a 200 A/mm si è osservato co-

impulsi (fig. 13b).

Fig.12 - Variazione dell’allungamento uniforme per i diversi trattamenti e per i campioni di riferimento: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of uniform strain with respect the different electropulsing treatments and references (a) 5% prestrained specimens and (b) 15% prestrained specimens. Non è stata osservata nessuna particolare tendenza

tamenti di più lunga durata (fig. 13b). Il campione trattato

dell’allungamento a rottura nei campioni deformati al

con condizioni più severe (200 A/mm 2 500 impulsi) ha il

5%, comparabile con quello del materiale non deformato

minor allungamento a rottura rispetto agli altri campioni

(fig. 13a). È abbastanza evidente invece come il numero di

anche se maggiore a confronto del materiale non trattato.

impulsi abbia una certa influenza sull’allungamento a rot-

È da notare infine l’elevata dispersione dei dati per quan-

tura. Quello dei campioni trattati con un minor numero di

to riguarda i campioni della seconda categoria.

impulsi è risultato leggermente maggiore rispetto ai trat-

Fig.13 - Variazione dell’allungamento uniforme per i diversi trattamenti e per i campioni di riferimento: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of fracture strain with respect the different electropulsing treatments and references (a) 5% prestrained specimens and (b) 15% prestrained specimens. La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Tensioni residue I campioni dei due gruppi presentano approssimativa-

osservato per i campioni deformati al 15% con una va-

mente gli stessi valori di tensioni residue (fig. 14). Dato

riazione dello sforzo di compressione da 50 MPa a 400

che la prova di trazione introduce uno stato tensionale

Mpa per i trattamenti alla più bassa densità di corrente.

monoassiale, la tensione residua trasversale non varia.

All’aumentare della densità di corrente si assiste ad una

Dato che i trattamenti elettropulsati producono una va-

diminuzione dello sforzo di compressione nella ferrite

riazione nell’orientazione della grana cristallina del ma-

fino al valore del materiale non deformato (fig. 14b). Lo

teriale e modificano la morfologia delle fasi secondarie a

stato di compressione nell’austenite è più severo rispetto

bassa resistività è prevista una variazione delle tensioni

alla ferrite (fig. 14a) ma non è stato possibile evidenziare

residue all’interno delle singole fasi (28,44–47). È stato

alcun andamento particolare. Stesso discorso per i cam-

osservato un aumento della tensione residua di com-

pioni deformati al 15% (fig. 14b). Il valore della tensione

pressione nella ferrite indipendentemente dai parametri

residua media è rimasto pressoché costante in entrambi

dei trattamenti elettropulsati (fig. 14a). Lo stesso è stato

i casi.

Fig.14 - Variazione delle tensioni residue trasversali nella fase austenitica (cerchi rossi), nella fase ferritica (quadrati neri) e tensione residua media (linea blu) per i campioni deformati ed elettropulsati: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of transverse residual stresses in austenite (red circles), ferrite (black squares) and their average (blue thick line) for specimens prestrained and electropulsed at (a) 5% and (b) 15%.

È stata invece osservata una variazione delle tensioni re-

to con 500 impulsi a 200 A/mm2 ha prodotto uno stato di

sidue longitudinalmente all’asse del campione (fig. 15).

tensioni residue paragonabile a quello del materiale de-

I campioni deformati al 5% hanno mostrato un gradua-

formato al 15%. L’evoluzione delle tensioni nelle singole

le aumento dello stato di compressione al variare della

fasi è analoga a quella della tensione media eccezion fatta

severità del trattamento (fig. 15a). Lo stesso andamento

per il campione trattato con 100 impulsi a 100 A/mm2: la

è stato osservato per i campioni della seconda categoria

ferrite è passata da uno stato tensionale di trazione di 150

trattati a 100 A/mm2, mentre i trattamenti eseguiti a 200

MPa ad uno stato tensionale di compressione di 300 MPa

A/mm2 hanno causato una sostanziale diminuzione delle

all’aumentare del numero degli impulsi.

tensioni di compressione (fig. 15b). Il trattamento esegui-

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 25

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Fig.15 - Variazione delle tensioni residue longitudinali nella fase austenitica (cerchi rossi), nella fase ferritica (quadrati neri) e tensione residua media (linea blu) per i campioni deformati ed elettropulsati: (a) 5% e (b) 15%. / Evolution of longitudinal residual stresses in austenite (red circles), ferrite (black squares) and their average (blue thick line) for specimens prestrained at (a) 5% and (b) 15%.and electropulsed. Diffrazione ai raggi X I pattern di diffrazione ai raggi X sono serviti per indagare la variazione della larghezza a metà altezza in base al tipo di trattamento effettuato (fig. 16).

Fig.16 - FWHM dei campioni deformati ed elettropulsati: (a) 5% e (b) 15%. / FWHM of the electropulsed specimens prestrained at (a) 5% and (b) 15%.

In figura 16 è riportata una panoramica dell’evoluzione

era ovvio aspettarsi valori maggiori per i campioni defor-

della FWHM per tutti i campioni e i trattamenti. Dato che

mati (quadrati neri). Per osservare meglio l’evoluzione

la FWHM è influenzata dalla densità di dislocazioni, dalle

della FWHM sono stati costruiti i diagrammi in figura 17

microtensioni, dalla densità di errori di impilamento etc.

e 18.

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 26

Scientific papers - Steels and Cast Iron

Una notevole diminuzione della FWHM è stata osserva-

mente. È interessante il fatto che la maggior diminuzio-

ta nei campioni deformati al 5% e trattati con 100 impul-

ne della FWHM in valore assoluto è stata osservata per la

si a 100 A/mm , come era deducibile anche dalla curva di

fase austenitica, probabilmente per via della sua maggiore

trazione (fig. 17). La FWHM aumenta leggermente fino al

densità di dislocazioni dovuta al suo minor carico di sner-

trattamento di 500 impulsi a 200 A/mm che cala legger-

vamento e alla sua maggior capacità di incrudire.

Fig.17 - Evoluzione della FWHM della ferrite (a) e dell’austenite (b) per I campioni deformati al 5% ed elettropulsati. / FWHM evolution of ferrite (a) and austenite (b) for the specimens prestrained at 5% and electropulsedt. Una minor variazione della FWHM è stata osservata per

nonostante la variazione di densità di corrente e di nu-

i campioni deformati al 15% rispetti a quelli deformati al

mero di impulsi per tutti i campioni ad eccezione di un

5% con lo stesso andamento sia per la ferrite che per l’au-

leggero aumento per i campioni trattati a 100 A/mm2 con

stenite (fig. 18). La FWHM è rimasta pressoché costante

500 impulsi.

Fig.18 -Evoluzione della FWHM della ferrite (a) e dell’austenite (b) per i campioni deformati al 15% ed elettropulsati. FWHM evolution of ferrite (a) and austenite (b) for the specimens prestrained at 15% and electropulsed. La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise DISCUSSIONE

bordi grano. La rete di bordi grano costringe la corrente

Per poter comprendere le variazioni nella struttura dislo-

a seguire un percorso più “facile” come attraverso i pun-

cativa e nella distribuzione delle tensioni e delle defor-

ti tripli, di conseguenza la diversa orientazione dei bordi

mazioni degli acciai inossidabili bifasici è necessario capi-

grano rispetto alla direzione di applicazione della corren-

re come essi si comportano quando vengono deformati.

te ne influenza il percorso (35). Questa distribuzione non

A causa del suo basso carico di snervamento, la pri-

uniforme della corrente elettrica può causare aumenti lo-

ma fase che si deforma plasticamente è la fase austeni-

calizzati di densità di corrente permettendo al materiale

tica. Nei primi stadi di deformazione essa ne assorbe la

di aumentare il flusso plastico a causa di un effetto joule

maggior parte grazia alla quantità di piani di scorrimento

localizzato più marcato e ad un contributo maggiore della

a bassa tensione risolta che permettono una maggiore

forza del vento elettronico sulle dislocazioni.

mobilità delle dislocazioni, mentre la ferrite possiede sì

Nel caso degli acciai inossidabili bifasici, oltre ai bordi

più sistemi di scorrimento ma questi vengono attivati a

grano è presente una fase con una diversa struttura cri-

carichi più elevati (48). Nonostante il maggior numero

stallina, densità di dislocazioni e composizione. È legitti-

di sistemi di scorrimento presenti nella ferrite, lo stress

mo quindi ipotizzare una distribuzione non uniforme del-

di Peierls è maggiore rispetto al carico di snervamento

la corrente all’interno del materiale. È inoltre interessante

dell’austenite, ciò giustifica inoltre la maggior duttilità

notare come potrebbe esserci un effetto di stagnazione

dell’austenite. All’aumentare dell’incrudimento, la ten-

degli elettroni in corrispondenza zone con diversa resi-

sione di flusso dell’austenite diventa più alta della tensio-

stività (bordi grano e interfacce austenite/ferrite, grovigli

ne di snervamento della ferrite, ecco che allora la ferrite

di dislocazioni, bordi di cella etc.) come è stato proposto

comincia a deformarsi plasticamente. A questo punto la

da Ruszkiewicz et al. (16). Una stagnazione di elettroni

ferrite inizia ad accomodare deformazioni plastiche mag-

porta inoltre ad un aumento locale del rapporto elettro-

giori rispetto all’austenite anche se alcuni grani austeni-

ni-atomi di valenza, ciò causa una diminuzione delle forze

tici incrudiscono maggiormente in funzione della loro

di legame che facilitano il movimento delle dislocazioni

orientazione cristallografica rispetto ai grani ferritici (l’o-

durante la deformazione (52). In questo caso la corrente

rientazione Kurdjumov-Sachs è la più favorevole per tra-

elettrica ha causato un recupero dello stato incrudito del

sferire il campo di deformazioni dall’austenite alla ferrite

materiale grazie ad un effetto combinato di riscaldamen-

(10,49–51)). Il movimento delle dislocazioni dalla fase au-

to joule localizzato, una riduzione dell’energia di legame

stenitica a quella ferritica è ovviamente impossibile, ma le

ed un aumento del coefficiente di autodiffusione a causa

dislocazioni che si accumulano ai bordi grano austenitici

dell’elettro-migrazione (32,53,54). La corrente elettrica si

possono produrre una sorgente di dislocazioni nella fase

trova ad essere distribuita disuniformemente a più livelli:

ferritica. È dunque chiaro che i bordi grano e le interfacce

grovigli di dislocazioni, bordi di cella, bordi grano etc. ne

austenite/ferrite sono ciò che governano i meccanismi di

influenzano il percorso a livello microscopico, mentre ad

deformazione degli acciai inossidabili bifasici.

un livello intermedio vi è la diversa resistività, la differen-

I bordi grano sono disomogeneità saturate di dislocazio-

te composizione e il diverso stato di incrudimento delle

ni e difetti di impilamento che causano un locale aumen-

due fasi che hanno portato ad una parziale distribuzione

to della resistività. Quando un materiale è attraversato

della corrente in una o nell’altra fase. Sono tutti questi i

da corrente elettrica vi sono degli effetti a livelli macro

fenomeni che hanno permesso al materiale di recuperare

e microscopico. Il riscaldamento per effetto joule è un

lo stato incrudito.

effetto macroscopico, mentre a livello microscopico gli elettroni di conduzione interagiscono con le disomoge-

CONCLUSIONI

neità presenti nella microstruttura. Secondo il modello di

In questo lavoro è stata studiata l’influenza di trattamen-

Zhao (35), la corrente elettrica non si distribuisce unifor-

ti elettropulsati su un acciaio inossidabile bifasico UNS

memente all’interno del materiale: se non sono presenti

S32750. È stato scoperto che i trattamenti elettropulsa-

fasi secondarie, ciò che ne causa la disuniformità sono i

ti eseguiti su campioni deformati al 5% e al 15% hanno

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 28

Scientific papers - Steels and Cast Iron eliminato lo stato incrudito nel primo caso, mentre un

È stato inoltre osservato un marcato effetto della corrente

recupero parziale nel secondo. Interessante notare l’au-

elettrica sulla larghezza a metà altezza dei picchi dei pat-

mento del carico di snervamento e del carico massimo

tern di diffrazione. Il recupero dello stato incrudito è da

per i campioni deformati al 15% ed elettropulsati, assieme

ricondurre ad una probabile distribuzione non omogenea

all’incremento dell’allungamento uniforme e di quello a

della corrente nel materiale e ad un aumento dell’autodif-

rottura.

fusione sulla base della letteratura e dei dati raccolti.

Le tensioni residue non hanno subito sostanziali variazio-

Questi risultati sono promettenti in quanto potrebbero

ni: la tensione residue media è rimasta praticamente co-

permettere di sostituire il convenzionale trattamento ter-

stante nonostante qualche piccola variazione all’interno

mico di ricottura in forno con degli specifici trattamenti

delle singole fasi.

elettropulsati.

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Electropulsing treatment on UNS S32750 Duplex Stainless Steel Prestrained at 5% and 15% duplex stainless steel UNS S32750 specimens have been subjected to electropulsing treatments with current density of 100 A/mm2 and 200 A/mm2 and 100 and 500 pulses for each current density value. X-ray diffraction, microhardness and residual stresses were collected before and after the electropulsing treatments.

Tensile tests were performed after the electropulsing treatments in order to compare the mechanical response to the reference tensile tests performed before the pulsing treatments. Increase in fracture strain was observed after the pul-

sing treatment in comparison to the reference tensile tests. A decrease in microhardness was also observed after the electropulsing treatments for both degrees of prestrain. Electropulsing treatment almost eliminates the work-harde-

ned state in the 5% prestrained specimens while partially recovered the 15% prestrained material increasing both uniform and fracture strain. The bulk temperature of the samples remained the same for all the duration of the treatments. The effect are to be addressed to a combined effect of the increase in atomic flux due to the electrical current and local

joule heating in correspondence of crystal defects. Electropulsing treatment applied to metallic alloys is a promising technique to reduce the work hardening state without the need of annealing treatments in a dedicated furnace.

KEYWORDS: ELECTROPLASTIC EFFECT, PULSED CURRENT, DUPLEX STAINLESS STEEL, ELECTROPULSING TREATMENT, TENSILE TEST

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Ottimizzazione della microstruttura e delle proprietà micromeccaniche della coltre bianca sull’acciaio 42CrMo4 nitrurato e nitrocarburato R. Sola, C. Martini, A. Morri, G. Mazzola, A. Zanotti, I. Zorzi

La nitrurazione è ampiamente utilizzata per migliorare durezza, resistenza a fatica, a usura e a corrosione degli acciai. Il processo di nitrurazione gassosa induce la formazione in superficie della coltre bianca, costituita dai nitruri ε e γ’: il nitruro ε-Fe3N costituisce prevalentemente lo strato esterno più poroso e i nitruri ε-Fe3N e γ’-Fe4N costituiscono il sottostante strato compatto, adeso allo strato di diffusione. Le caratteristiche microstrutturali e, conseguentemente, le proprietà micromeccaniche della coltre bianca influenzano la resistenza a usura dei componenti nitrurati e sempre più frequentemente ai trattamentisti industriali giungono richieste molto differenti in termini di spessore della coltre bianca e strato poroso. Questo lavoro si focalizza sulla caratterizzazione microstrutturale e micromeccanica della coltre bianca prodotta sull’acciaio 42CrMo4 dalla nitrurazione gassosa, mediante microscopia elettronica ad alta risoluzione, diffrazione a RX, scratch test, nanoindentazione e test tribologici ball-on-disk (antagonista: allumina). L’analisi della varianza (ANOVA) è stata utilizzata per valutare l’influenza dello spessore totale della coltre bianca e dello strato poroso sulla resistenza a usura dell’acciaio 42CrMo4 nitrurato. I risultati sperimentali sono stati elaborati mediante Design of Experiments (DoE), con lo scopo di ottenere un’equazione che descriva il coefficiente di usura come funzione delle proprietà microstrutturali e meccaniche della coltre bianca. I risultati delle prove sperimentali e dell’analisi con il DoE hanno dimostrato che lo spessore dello strato e la porosità influenzano in modo rilevante la resistenza a usura dell’acciaio.

PAROLE CHIAVE: NITRURAZIONE, COLTRE BIANCA, NANOINDENTAZIONE, DIFFRAZIONE A RX, USURA, DESIGN OF EXPERIMENTS INTRODUZIONE

Oggigiorno sono noti numerosi processi industriali per il miglioramento delle proprietà meccaniche e tribologiche

dei materiali. Nel caso degli acciai i processi termochimici di diffusione come la cementazione [1-3] e la nitrurazione

[4-8] sono ampiamente utilizzati per incrementare durezza, resistenza a fatica e resistenza a usura [9]. La nitrurazione è

un trattamento superficiale che induce la formazione in su-

perficie di uno strato di nitruri, la coltre bianca, sovrapposta ad uno strato di diffusione dell’azoto, indurito per soluzio-

ne solida e per precipitazione di nitruri degli elementi di lega. La coltre bianca, formata dai nitruri ε-Fe2,3N e γ’-Fe4N,

presenta in superficie uno strato poroso, spesso causa di

R. Sola

Modena Centro Prove

C. Martini, A. Morri, G. Mazzola Università di Bologna

A. Zanotti, I. Zorzi

Trattamenti termici, Bologna

fragilità e di scarsa resistenza a fatica per la suscettibilità all’innesco di cricche [10]. Purtroppo, nella pratica indu-

striale, nonostante durante il processo di nitrurazione vi sia

una riduzione graduale del potenziale nitrurante per controllare la cinetica di crescita e la microstruttura dello strato

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Scientific papers - Steels and Cast Iron nitrurato, la formazione di coltre bianca è inevitabile. Divie-

te, carico massimo 50 mN, velocità di applicazione del cari-

coltre bianca formatosi, in funzione di spessore, morfologia,

valutazione delle proprietà micromeccaniche (Indentation

ne a questo punto importante comprendere se lo strato di

composizione di fase [11] e durezza, possa essere tollerato,

soprattutto in applicazioni dove la resistenza ad usura è fondamentale.

In questo studio sono state analizzate la microstruttura e le

co 50 mN/min, 10 s tempo di applicazione del carico) per la Hardness HIT [GPa] , Modulo Elastico EIT [GPa], e HVIT Vicker

Hardness calcolata dalle test di nanoindentazione) della col-

tre bianca porosa e non porosa, secondo quando indicato da Sola et al. in [2, 9, 12].

proprietà micromeccaniche della coltre bianca per corre-

Attraverso l’utilizzo di un modello fattoriale a due livelli con

L’utilizzo del Design of Experiments ha permesso di deter-

con quanto descritto da S. M. Forghani in [13] e G. Poli in

larle alla resistenza ad usura dell’acciaio 42CrMo4 nitrurato.

minare la composizione di fase, lo spessore totale e lo spes-

sore dello strato poroso della coltre bianca, che permettono di ridurne gli effetti negativi sulla resistenza a usura. TECNICHE SPERIMENTALI

L’acciaio oggetto di studio è il 42CrMo4, avente la seguen-

te composizione (% in peso): C 0.39%, Mn 0.8%, Cr 1.1%, Mo, 1.1%, valutata con spettroscopia a emissione ottica

(GDOES). Dopo bonifica (tempra a 850°C, raffreddamento

in olio, rinvenimento a 580°C), l’acciaio è stato sottoposto a nitrurazione gassosa (𝑇𝑀𝐴𝑋 530°C per 15 ore, in un’atmosfera contenente 𝑁𝐻3). L’acciaio allo stato di fornitura (NT)

e nitrurato (N) è stato sottoposto ad analisi microstrutturali

in microscopia ottica ed elettronica in scansione; diffrazione a RX (tubo Cu-Kα, 40 kV, 40 mA) per la determinazione delle fasi cristalline; prove di microdurezza Vickers HV1 in su-

perficie e test di usura con un tribometro in configurazione

ball on disk (antagonista: sfera di Al2O3 diametro 6 μm, carico

normale 5 N, lubrificazione assente, percorso: 1000 m) per la stima del coefficiente di usura K [mm3/(Nm)] secondo la

normativa ASTM G99. Sono state eseguite inoltre prove di

nanoindentazione strumentata (punta Berkovich in diaman-

analisi della varianza e della regressione lineare, in analogia [14], avvalendosi del software Design Expert, è stata valutata

l’influenza di: spessore totale della coltre bianca, spessore

dello strato poroso della coltre bianca e rapporto ε/γ’, sul coefficiente di usura. I risultati delle analisi microstrutturali,

unitamente ai dati di letteratura pubblicati in [5-8] sono stati

utilizzati come variabili in ingresso e uscita. In particolare lo

spessore totale e lo spessore dello strato poroso della coltre bianca sono stati rilevati attraverso analisi d’immagine,

utilizzando il programma ImageJ, mentre il rapporto ε/γ’ è stato determinato come rapporto tra l’area sottesa ai picchi principali del nitruro ε e del nitruro γ’. RISULTATI E DISCUSSIONE

In Fig. 1 è visibile la microstruttura ottenuta con il trattamento di nitrurazione sull’acciaio 42CrMo4, costituita in superficie da uno strato di coltre bianca avente spessore compreso

fra 8 e 17 μm ben adeso al substrato, costituito da martensite rinvenuta. La parte più superficiale della coltre bianca è po-

rosa ed ha una dimensione molto variabile compresa fra 3 e 5,5 μm. In Tab. 1 sono riassunti i dati sperimentali e di lettera-

tura [5-8] relativi alla misurazione dello spessore della coltre bianca totale e dello strato poroso.

Fig.1 - Micrografia ottica (a) ed elettronica (b) del 42CrMo4 nitrurato / Optical (a) and electronical (b) micrographs of nitrited 42CrMo4.

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 33

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Gli spettri di diffrazione a RX sono visibili in Fig. 2. L’acciaio

riporta il rapporto ε/γ’ calcolato con il rapporto tra le aree

spondenti alla martensite rinvenuta, lo strato nitrurato (N) ri-

l’intensità dei picchi proporzionale alla quantità della fase a

nello stato di fornitura (NT) presenta solo i picchi (α) corri-

sulta costituito dal nitruri ε, duro, fragile e tendenzialmente corrispondente allo strato poroso, oltre che dal nitruro γ’, più duro di ε e collocato più vicino al substrato. In Tab. 1 si

sottese ai picchi di diffrazione più intensi di ε e γ’. Essendo

cui si riferiscono, le percentuali di ε e γ’ sono state stimate

dalle formule (1) e (2). La coltre bianca risulta costituita dal 78% di ε, porosa e fragile, e dal 22% di γ’.

Fig.2 - Spettri di diffrazione a RX dell’acciaio 42CrMo4 non trattato (NT) e nitrurato (N) / Graphs on the correlation between hardness HV1 and white layer (a), porous layer thickness and ε/γ’ ratio.

I risultati delle prove tribologiche e di durezza sono riassun-

ti in Tab. 1. L’analisi dei valori di durezza HV1 (Fig. 4) non evidenzia chiare correlazioni fra la durezza e spessore della coltre bianca (Fig. 4a); spessore dello strato poroso (Fig. 4b);

rapporto ε/γ’ (c). La nanoindentazione, grazie all’applicazio-

ne di carichi più bassi e alla possibilità di analizzare porzioni

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

di materiale più limitate, ha evidenziato invece lievi differen-

ze nel comportamento tra strato poroso e strato compatto della coltre bianca (Tab. 2). In particolare lo strato poroso presenta valori di durezza (HIT e HVIT) e di modulo elastico

(EIT) inferiori rispetto allo strato non poroso.

pagina 34

Scientific papers - Steels and Cast Iron

Tab.1 - Valori delle variabili indipendenti (spessore coltre bianca totale, spessore coltre bianca porosa, 𝜀/𝛾) e

dipendenti (coefficiente di usura K e durezza Vickers HV1). I dati relativi alle prove n°1, 2, 3 e 4 fanno riferimento ai risultati sperimentali di questo studio, mentre i dati delle prove n° 5, a [5], n°7 a [6], n°8 e 9 a [7], n°10 a [8-9] (dati di letteratura) / Indipendent factors values (total white layer thickness, porous white layer thickness, 𝜀/𝛾)

and dependent factors (wear coefficient K and Hardness HV). Results of test n°1, 2, 3 e 4 are referring to present research, tests n° 5, 6 a [5], n°7 a [6], n°8 e 9 a [7], n°10 a [8-9] are data from literature.

n° prova

Spessore coltre bianca TOTALE [𝞵m]

Spessore coltre bianca POROSA [𝞵m]

5.5

16.9

𝜀/𝛾

K [mm3/Nm]

HV1

3.6

9.57·10-06

929

5.1

1.6

5.18·10-05

764

0.5

3.97·10-05

1119

1.7

3.50·10-05

807

3.0

3.70·10-05

708

0.2

3.00·10-05

722

0.1

4.41·10-05

970

9.2

3.20·10-05

1118

5.5

1.1

4.31·10-05

969

4.3

1.3

6.34·10-05

866

(a)

(b)

(c) Fig.3 -Grafici che correlano la durezza HV1 a: spessore della coltre bianca totale (a), strato poroso (b) e rapporto ε/γ’ (c) / Correlation between wear coefficient, total white layer thickness and porous layer thickness.

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Tab.2 - Risultati delle prove di nanoindentazione strumentata eseguiti sulla coltre bianca porosa e non porosa: durezza HIT,

durezza HVIT e modulo elastico EIT / instrumented nanoindentations results on the porous and not porous white layer: hardness HIT, hardness HVIT and Young’s Modulus EIT,.

Coltre bianca porosa (ε)

Coltre bianca non porosa (ε + γ’)

HIT [GPa]

8.4 ±2

12 ±2

HVIT

787 ±63

1115 ±28

EIT [GPa]

112 ±12

159 ±15

L’analisi eseguita utilizzando un modello fattoriale a due

simizzare la resistenza a usura del materiale, è opportuno

[13,14] evidenzia come le proprietà micromeccaniche della

deve superare il 30% dello spessore totale. Vista l’elevata

livelli con analisi della varianza e della regressione lineare coltre bianca influenzino i valori del coefficiente di usura K,

in base ai risultati riportati in Fig. 4 e 5. Dal grafico di Fig. 5 è evidente che la resistenza a usura dell’acciaio è influenzata

sia dallo spessore totale della coltre bianca che dalla sua porosità. Per minimizzare il coefficiente di usura e quindi mas-

controllare lo spessore della coltre bianca porosa che non durezza e fragilità dei nitruri presenti, elevati livelli di porosità favoriscono l’innesco e la propagazione di cricche che

portano alla formazione di scaglie e detriti duri che contribuiscono al cedimento del materiale [10-12].

Fig.4 - Rappresentazione della correlazione fra il coefficiente di usura K, lo spessore totale e lo spessore dello strato poroso della coltre bianca / Wear coefficient vs total white layer thickness and ε/γ’.

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Scientific papers - Steels and Cast Iron

Anche la composizione di fase esercita un’influenza deter-

zando la resistenza usura, risulta importante minimizzare la

in Fig. 6 mostrano che per minimizzare i valori di K, ottimiz-

strato poroso.

minante sulla resistenza a usura del materiale. Infatti, i dati

quantità del nitruro ε fragile, costituente principale dello

Fig.5 - Coefficiente di usura K in funzione dello spessore totale della coltre bianca e del rapporto ε/γ’.

L’applicazione del Design of Experiments all’ottimizzazione della microstruttura della coltre bianca in funzione anti-usura ha ulteriormente evidenziato che, per massimizzare le resistenza a usura dell’acciaio nitrurato, risulta fondamentale limitare lo spessore dello strato poroso e la quantità del nitruro ε attraverso il controllo del processo di nitrurazione. CONCLUSIONI

Questo lavoro si è focalizzato sull’analisi delle proprietà microstrutturali e micromeccaniche della coltre bianca sull’acciaio 42CrMo4 nitrurato, con l’obiettivo di massimizzare la resistenza a usura, impiegando il metodo del Design of Experiments

(DoE). I risultati ottenuti hanno dimostrato che:

• la nanoindentazione si è rivelata efficace per la valutazione della durezza dello strato poroso e dello strato non poroso.

• Lo strato poroso, prevalente costituito dal nitruro ε, presenta proprietà meccaniche inferiori rispetto allo strato non poroso, meno fragile e formato dai nitruri ε e γ’.

• L’applicazione del DoE ha permesso di correlare lamicrostruttura della coltre bianca al coefficiente di usura: per massimizzare la resistenza a usura risulta importante limitare lo spessore dello strato poroso e la quantità del nitruro ε.

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise RIFERIMENTI [1] [2] [3] [4] [5]

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pagina 38

Scientific papers - Steels and Cast Iron

Microstructure and micromechanical properties optimization of the white layer on 42CrMo4 nitrided and nitrocarburized steel Nitriding is an electrochemical treatment widely used in automotive industries to improve hardness, fatigue strength, wear and corrosion resistance of medium carbon steels. Gas nitriding forms a hard layer on the surface of steels, consisting by ε and γ’ nitrides: ε-Fe 3N is the inner layer and it is hard, porous and above a layer mainly constituted by ε-Fe 3N

and γ’-Fe 4N, less porous and well adherent to the diffusion layer. Microstructural and micromechanical properties of

the white layer influence wear resistance of nitride components and often heat treatment industries try to satisfy very different request on the thickness and porosity of the white layer.

Present research is focused on the microstructure and micromechanical characterization of the white layer on nitride

42CrMo4 steel, throughout scanning electron microscopy, X-Ray diffraction, scratch test, nanoindentation and pin on

disk wear test (Al2O3 is the counterpart). A Design of Experiments (DoE) is employed to analyse experimental results in order to find an empirical equation useful to describe the influence of the microstructure and micromechanical pro-

perties of the white layer on the wear rate. Experimental results and DoE analysis demonstrate that nanoindentation is

useful to determine the mechanical properties of the white layer and thickness and porosity strongly influence steel wear strength: low porosity is necessary to reach high wear resistance.

KEYWORDS: NITRIDING, WHITE LAYER, NANOINDENTATION, X-RAY DIFFRACTION, WEAR, DESIGN OF EXPERIMENTS

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

Microstructural restoration of long-term serviced cast Inconel 738 nickel superalloy turbine blade with difference solutioning and precipitation aging temperatures N. Kiatwisarnkij, P. Fapinyo, K. Chanthawong, P. Horňak, P. Wangyao

This research work aims to improve and evaluate the new conditions of reheat treatments, which consist of various

solutioning treatment temperatures and different temperatures of primary precipitation aging for refurbishment of cast nickel base superalloy microstructure after long-term service. The selected material was a precipitation strengthening

cast nickel base superalloy, grade Inconel 738, which is widely used as gas turbine blade material. The applied solu-

tioning temperatures were 1398 K, 1418 K, 1438 K, 1458 K and 1478 K for 14.4 ks then air cooling, which were followed with 5 different primary precipitation aging temperatures of 1198 K, 1231 K, 1263 K, 1296 K and 1328 K for 3.6 ks then air

cooling and finally followed with same secondary precipitation aging at a temperature of 1118 K for 86.4 ks then air cooling. From obtained results, it was found that solutioning temperature of 1418 K or higher could completely dissolve

coarse gamma prime particles. Furthermore, the higher primary precipitation aging temperature provided the coarser

size of gamma prime particles as well as decreasing of both area density of gamma prime phase and hardness values. The most proper reheat treatment condition is solutioning at temperature of 1418 K for 14.4 ks, primary precipitation aging at a temperature of 1198 K for 3.6 ks and secondary precipitation aging at a temperature of 1118 K for 86.4 ks to receive uniform microstructure with the highest hardness value.

KEYWORDS: NICKEL BASE SUPERALLOY, MICROSTRUCTURE, REHEAT TREATMENT, REFURBISHMENT INTRODUCTION Cast nickel superalloys are widely used as high temperature materials as many components in gas turbine engines. This is due to that the alloys can enable the service at high temperature applications with its high strength and proper microstructure with phase stability as well as its high resistances for both hot corrosion and oxidation at elevated temperatures [1-5]. However, after long-term service, the alloys could be degraded in microstructures as well as mechanical properties. The degraded microstructure would consist of the coarsening or agglomerating of strengthened gamma prime (γ’) particles resulting in lower mechanical properties such as creep strength, which could lead to the following failure of the components. Therefore, microstructural refurbishments by means of reheat treatments are widely applied to such long-term serviced components to extend their service lifetime again after hot isostatic pressing process (HIP) and/or improper microstructures after welding process or over thermal exposure. Generally, reheat treatment process includes solution treatment following with the single precipitation aging or double precipitation aging (as primary and secondary aging processes) to allow the microstructural restoration for homogeneous distributions either uniform reprecipitation of cuboidal or spherical gamma prime particles in high volume or area fraction within the grain/dendrite La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

Napat Kiatwisarnkij, Pawin Fapinyo, Kullachat Chanthawong

Innovative Metals Research Unit, Metallurgical Engineering Department, Engineering Faculty, Chulalongkorn University, Bangkok, Thailand

Peter Horňak

Institute of Materials and Quality Engineering, Faculty of Materials,

Metallurgy and Recycling, Technical University of Košice, Slovakia

Panyawat Wangyao

Innovative Metals Research Unit, Metallurgical Engineering Department, - Department of Defense Engineering and Technology

Engineering Faculty, Chulalongkorn University, Bangkok, Thailand. Corresponding Author: Panyawat.W@chula.ac.th

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Scientific papers - Steels and Cast Iron rejuvenated microstructure with the most proper microstructural characteristics for long-term serviced turbine blades made of cast nickel base superalloy grade Inconel 738 after 180 Ms service.

interiors. There are many previous research works [6-10], which had studied and investigated the relationship between reheat treatment conditions and final microstructures as well as its mechanical properties in many cast nickel base superalloys. The aim of this research work is to determine and find out the most suitable and practicable repairing condition to

MATERIALS AND EXPERIMENTAL PROCEDURE The cast nickel base superalloy in this research work was Inconel 738, the chemical composition is shown in Table 1.

Tab.1 -The chemical composition of Inconel 738. composition

Content (wt.%)

16.2

1.7

0.1

8.4

0.2

0.04

0.8

3.3

0.008

3.37

1.7

2.6

Bal.

Rectangular plates, having a dimension about 1x1 cm 2 and with a thickness of 0.5 cm, were cut from the most severe degraded zone of turbine blades. All cut specimens then were performed reheat treated in various conditions ac-

cording to the Table 2, which consist of different solution treatment temperatures, different primary precipitation aging temperatures and same secondary precipitation aging temperature in vacuum furnace.

Tab.2 -Reheat treatment conditions for long-term serviced cast nickel base superalloy turbine blade, Inconel 738. No.

Solutioning

Primary

Tab.1heat -The chemical composition of Inconel treatment precipitate aging738.

1( STD)

1198 K / 3.6 ks (AC)

1231 K / 3.6 ks (AC)

1398 K / 14.4 ks (AC)

1263 K / 3.6 ks (AC)

1296 K / 3.6 ks (AC)

1328 K / 3.6 ks (AC)

1198 K / 3.6 ks (AC)

1231 K / 3.6 ks (AC)

1418 K / 14.4 ks (AC)

1263 K / 3.6 ks (AC)

1296 K / 3.6 ks (AC)

1328 K / 3.6 ks (AC)

1198 K / 3.6 ks (AC)

1231 K / 3.6 ks (AC)

1438 K / 14.4 ks (AC)

1263 K / 3.6 ks (AC)

1296 K / 3.6 ks (AC)

1328 K / 3.6 ks (AC)

1198 K / 3.6 ks (AC)

1231 K / 3.6 ks (AC)

1458 K / 14.4 ks (AC)

1296 K / 3.6 ks (AC)

1328 K / 3.6 ks (AC)

1198 K / 3.6 ks (AC)

1231 K / 3.6 ks (AC) 1478 K / 14.4 ks (AC)

1118 K / 86.4 ks (AC)

1263 K / 3.6 ks (AC)

Secondary precipitate aging

1263 K / 3.6 ks (AC)

1296 K / 3.6 ks (AC)

1328 K / 3.6 ks (AC) Note:-1. STD= Standard Heat treatment; 2. AC = Air Cooling

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise All sectioned specimens after various reheat treatment

previous cubic particles with both adjacent cubic and very

conditions were ground and polished using standard me-

fine gamma prime particles [11-12]. Size of coarse gam-

tallographic techniques and were subsequently etched

ma prime particles is 0.357±0.156 μm2. Furthermore, very

in Marble's reagent. The reheat treated microstructures

fine of gamma prime particles are also found throughout

were studied and analyzed by scanning electron micro-

the microstructure. Size of these very fine gamma prime

scope with secondary electron mode. Image Analyzer

particles is 0.008±0.006 μm 2. These fine particles conti-

was used to determine and elevate the size and area den-

nually reprecipitated (and also coarsened) during cyclic

sity of gamma prime particles. Lastly, the hardness values

services from dissolved atoms of gamma prime forming

of all reheat treated specimens were measured by Vickers

elements, which some coarse gamma prime particles

hardness tester with applied load 2 kgf.

were dissolved into the gamma matrix [13]. Area density of gamma prime particles of microstructure analysed

RESULTS AND DISCUSSION

by Image analysis program is 62.15%, approximately. The

Microstructure of Inconel 738 turbine blade after long-

type of microstructure could be clearly identified to pro-

term service.

vide low mechanical properties such as creep, cyclic cre-

The long-term serviced bimodal microstructure shown

ep and/or thermo mechanical fatigue (TMF) strengths for

in Fig. 1 consists of very coarse gamma prime particles,

further use. Therefore, it is necessary to be rejuvenated

which distribute not homogeneously. The coarse gam-

by reheat treatment for service lifetime extension.

ma prime particles could form from the agglomeration of

Fig.1 - Microstructure of Inconel 738 turbine blade after long-term service for more than 180 Ms hours at high temperatures. Microstructures after various reheat treatment condi-

of 1398 K are bimodal structures, which consist of coarse

tions.

and very fine gamma prime particles precipitating throu-

Fig. 2 shows selected reheat treated microstructures with

ghout the microstructures. Size of coarse gamma prime

various solutioning temperatures of 1398 K, 1418 K, 1438

particles is in range of 0.167±0.055 μm 2 and 0.342±0.111

K, 1458 K and 1478 K for 14.4 ks then air cooling, primary

μm 2. Meanwhile, size of very fine gamma prime particles

precipitation aging temperatures of 1198 K, 1231 K, 1263

is in range of 0.015±0.011 μm 2 and 0.033±0.010 μm2. This

K, 1296 K and 1328 K for 3.6 ks then air cooling and same

could indicate that such solutioning temperature and

final precipitation aging at temperature of 1118 K for 86.4

time could not completely dissolve all previous coarse

ks then air cooling. From all received results (see Figs.

gamma prime particles after long-term service into gam-

2a-2c), it can be concluded that the reheat treated mi-

ma matrix and reprecipitate uniformly after 2-steps aging

crostructures with the lowest solutioning temperature

process. The remaining of undissolved gamma prime

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 42

Scientific papers - Steels and Cast Iron particles would become larger again after both primary

rence of gamma prime particles in this case. The results of

and secondary aging processes together with new fine

microstructures with the lowest solutioning temperature

precipitated particles after aging processes resulting in

will not further discussed in this present work due to their

bimodal structure. The different in primary precipitation

bimodal structures.

aging temperatures did not provide any significant diffe-

Fig.2 - Selected SEM micrographs after different solutioning temperatures and primary aging temperatures then following with the same secondary aging temperature at 1118 K for 86.4 ks.

From Figs. 2d-2o, from other cases, it was found that the

precipitating uniformly throughout the microstructu-

received microstructures are quite the similar morpholo-

res. No coarse gamma prime particle was observed. This

gy. They consist of only very fine gamma prime particles

would indicate that the applied solutioning temperature

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

of 1418 K and/or higher ones for 14.4 ks were high enough

found that primary aging could influence significantly in

to completely dissolve all remained coarsening of gamma

size of fine gamma prime particles, which higher primary

prime particles into gamma matrix after long-term servi-

aging temperature resulted in bigger size of the precipita-

ce and prepare microstructures for next steps single size

ted gamma prime particles in microstructures, see more

gamma prime particle precipitation. However, it was also

details in Fig. 3 and Fig. 4.

Fig.3 - The gamma prime particle size of all specimens after different solutioning temperatures and primary aging temperatures then following with the same secondary aging temperature at 1118 K for 86.4 ks (Solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K).

Fig.4 - The relation between gamma prime particle size and primary aging temperatures of all specimens with different solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K. From Fig. 3 and Fig. 4, it was found the similar tendency

probably due to that higher aging temperature provided

of reheat treated microstructures with solutioning tem-

faster precipitation and bigger size of gamma prime parti-

peratures of 1418 K, 1438 K, 1458 K and 1478 K for 14.4 ks

cles. It could be also observed that the size of reprecipi-

then air cooling that the higher temperature of primary

tated gamma prime particles were substantially increased

precipitation aging provided the reprecipitated gamma

with higher precipitation aging temperature, especially

prime particles in bigger size in almost all cases. This was

with very high solutioning temperatures (1458 K and 1478

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 44

Scientific papers - Steels and Cast Iron

K). This might be due to that with higher solutioning tem-

K provided the least area density of gamma prime phase

peratures, previous coarse gamma prime particles could

comparing to those of 1418 K 1438 K and 1458 K. This

be completely dissolved into gamma matrix and gamma

could be explained that with the applied highest tempe-

prime phase forming elements diffuse in further distan-

rature of solutioning treatment, it could not only result in

ce [14-15]. Low primary precipitation aging temperatures

complete solutioning of previous coarse gamma prime

(with low driving force) could only led gamma prime par-

particles but also drive the gamma prime phase forming

ticles precipitating in smaller size.

atoms in gamma matrix diffusing to more remote zone

From the obtained results in Fig. 5 and Fig. 6, it could be

such as to near interdendritic areas [15-16]. This would

approximately concluded that the higher primary preci-

result in lower amount of gamma prime phase forming

pitation aging temperatures almost provided the slightly

atoms in dendrite cores leading to slightly lower area

lower area density of gamma prime particles in most ca-

density of gamma prime phase after both aging steps.

ses. And with the highest solutioning temperature of 1478

Fig.5 - The area density of all specimens after different solutioning temperatures and primary aging temperatures then following with the same secondary aging temperature at 1118 K for 86.4 ks (Solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K).

Fig.6 - The relation between area density and primary aging temperatures of all specimens with different solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K.

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 45

Memorie scientifiche - Acciai e Ghise

From Fig. 7 and Fig. 8, it was found that all received har-

phase, resulted in the lowest value of hardness. Further-

dness values have very similar trend as the data, which

more, not only area density of gamma prime phase has

were obtained from area density of gamma prime phase.

influence to hardness value but also size of gamma prime

The higher temperature of primary precipitation aging

precipitated particles too. As it could be seen from the

provided slight decrease in hardness values due to less

received results that bigger size of gamma prime precipi-

gamma prime particles to block dislocation movemen-

tated particles, which derived from heat treatment condi-

ts. As well as the highest solutioning temperature, which

tions with higher primary precipitation aging temperatu-

almost provided the least area density of gamma prime

res, provided less values of hardness.

Fig.7 - The hardness of all specimens after different solutioning temperatures and primary aging temperatures then following with the same secondary aging temperature at 1118 K for 86.4 ks (Solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K).

Fig.8 -The relation between hardness and primary aging temperatures of all specimens with different solutioning temperatures: a) 1418 K, b) 1438 K, c) 1458 K and d) 1478 K.

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 46

Scientific papers - Steels and Cast Iron

CONCLUSIONS 1. Solutioning temperature at 1398 K for 14.4 ks could not completely dissolve coarse gamma prime particles, which occurred after long-term service. However, following with primary precipitation aging temperature over 1231 K, it resulted in more uniform precipitation of cubic gamma prime particles dispersing throughout the gamma matrix. 2. Solutioning temperature at 1418 K or higher for 14.4 ks could completely dissolve coarsening gamma prime particles in microstructures. The received gamma prime particles in this condition provided the uniform precipitation with very fine particles, which became coarser in size when applying higher primary precipitation aging temperatures. 3. The very high solutioning and primary precipitation aging temperatures have trend to provide bigger size of gamma prime particles, less area density of gamma prime phase and less value of hardness. 4. The higher hardness values can be derived with smaller size of gamma prime particles and higher area density of gamma prime phase. However, the effect of gamma prime particle size on hardness value seems to be greater than the effect from area density of gamma prime phase. 5. The most proper reheat treatment condition is as following; 1) Solutioning treatment at 1418 K for 14.4 ks, 2) primary precipitation aging temperature at 1198 K for 3.6 ks and 3) secondary precipitation aging temperature at 1118 K for 86.4 ks. This condition would provide final uniform microstructure, which provides the highest value of hardness. ACKNOWLEDGEMENTS This research work was financially supported by the Asia Research Center (ARC), Chulalongkorn University and The Korea Foundation for Advanced Studies (KFAS).

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La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 47

Attualità industriale - Industry news

Acciai ad alta resistenza per il settore automotive: un semplice modello di trasformazione dell’austenite per le linee di ricottura continua e zincatura a cura di: V. Colla, R. Valentini, L. Bacchi

Nei processi di ricottura continua e nelle linee di zincatura a caldo, le strutture finali dell’acciaio dipendono fortemente dai parametri di processo (tempi e temperature) che quindi devono essere regolati con grande precisione. In particolare influiscono lo stazionamento breve in campo bifasico ferrite+austenite e il successivo processo di raffreddamento che, in funzione della tipologia di impianto, può essere molto articolato. Pertanto è estremamente utile disporre di modelli semplici, che stimino la trasformazione dell’austenite sulla base del ciclo termico subito. La rapidità del processo e soprattutto del raffreddamento, infatti, implica che le curve CCT non siano applicabili per determinare la microstruttura finale. Questo lavoro presenta una soluzione che sfrutta un semplice modello metallurgico-matematico. Il modello, sulla base di prove sperimentali, partendo dalla composizione chimica e dal ciclo termico, stima sia la struttura finale che le proprietà meccaniche di acciai ad alta resistenza, risultando di enorme interesse per l’industria automobilistica.

PAROLE CHIAVE: ACCIAI AD ALTA RESISTENZA, RICOTTURA CONTINUA, ZINCATURA A CALDO, MODELLAZIONE, PROPRIETÀ MECCANICHE INTRODUZIONE La stringente necessità dell’industria dell’auto nel contenere pesi ma nello stesso tempo di aumentare la resistenza in caso di urto, ha spinto l’industria dell’acciaio a sviluppare una formidabile famiglia di nuovi acciai denominati Advanced High Strength Steels (AHSS). Questi acciai rappresentano un buon compromesso tra aumento di resistenza, deformabilità per le operazioni di stampaggio e saldabilità anche per mantenere i costi di manifattura delle auto. In particolari tra le classi più diffuse si annoverano, fra gli altri, gli acciai Dual Phase (DP), gli acciai cosiddetti TRIP (TRansformation Induced Plasticity), i Ferritico-Bainitici e i Complex –Phase. Generalmente i coils di acciaio, dopo la laminazione a freddo, vengono processati negli impianti di ricottu-

Valentina Colla

Istituto TeCIP, Scuola Superiore Sant’Anna, Italy

Renzo Valentini Università di Pisa, Italy

Linda Bacchi Letomec s.r.l., Italy

ra continua o zincatura a caldo dove, grazie ai moderni sviluppi impiantistici, è possibile regolare con grande precisione i parametri di processo quali tempi, velocità, temperature etc. Sostanzialmente le strutture finali presenti nel materiale vengono a dipendere dai tempi e dalle temperature

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 48

Industry news - Attualità industriale

dello stazionamento, in campo bifasico ferrite+austenite

modello metallurgico-matematico delle curve CCT degli

(breve dell’ordine del minuto o meno), e dai successivi

acciai DP, in base al quale la forma di tali curve dipende

processi di raffreddamento, molto articolati e dipendenti

da una serie di parametri legati alla composizione chimica

quindi dalle tipologie impiantistiche. Per queste ragioni

dell’acciaio e da alcuni parametri di processo attraverso

è assolutamente necessario disporre di pratici e semplici

relazioni empiriche ottenute sulla base di prove speri-

modelli di trasformazione dell’austenite sia in riscaldo e

mentali. Tale modello viene utilizzato all’interno di un

mantenimento sia durante il raffreddamento, considerato

software al fine di predire sia la struttura finale che le pro-

che, a causa dei brevissimi tempi di trattamento, le clas-

prietà meccaniche dell’acciaio.

siche curve CCT (dall’inglese Continuous Cooling Tran-

Il presente lavoro presenta un esempio di utilizzo di uno

sformation) non sono di fatto applicabili. La disponibilità

dei modelli pratici sopra menzionati proprio ai fini di mi-

di tali modelli permette non solo di predire le proprietà

gliorare il processo di produzione di nastri piani in accia-

meccaniche del prodotto finito, ma anche di regolare i pa-

io DP in una linea di ricottura continua e zincatura (della

rametri di processo al fine di garantire che i valori di tali

quale si omettono dettagli impiantistici per motivi di con-

proprietà rientrino all’interno delle specifiche fornite dal

fidenzialità). In particolare, il software di simulazione che

cliente, considerando la variabilità della composizione

implementa il modello descritto in [4] è stato applicato per

chimica dell’acciaio in ingresso, che nella lavorazione a

la predizione dei range di variabilità attesi per le proprietà

freddo non può essere controllata.

meccaniche e, dalle simulazioni sviluppate, sono state ri-

Alcuni modelli per la predizione delle curve CCT a partire

cavate utili indicazioni per il miglioramento del processo.

da parametri di prodotto e di processo sono riportati in letteratura [1] e alcuni di questi sfruttano anche tecniche

MATERIALI E METODI

di Machine Learning [2, 3]. Tuttavia tali modelli sono fo-

Si considera la laminazione a freddo e zincatura di nastri

calizzati su specifiche categorie di acciai, che spesso non

piani di acciaio multifasico HCT600X. La Tabella 1 riporta

comprendono gli AHSS. Invece in [4] è stato proposto un

la chimica di riferimento di tale materiale.

Tab.1 - Range di variabilità della chimica dell’acciaio considerato (wt%) – bilancio Fe / Chemical composition ranges (%), balance: Fe.

0,08÷0,12

0,2÷0,5

1,5÷1,8

0,005÷0,012

≤0,03

≤0,04

0÷0,04

0,6÷0,8

≤0,1

≤0,005

0,03÷0,05

0÷0,005

≤0,0001

Mediante simulazioni software sono state stimate la mi-

1250 mm e 0,55 mm x 1250 mm, impostando le rispettive

crostruttura e le proprietà meccaniche risultanti dal pro-

velocità del nastro per determinare il ciclo termico. Inol-

cesso, utilizzando gli attuali parametri di progetto forniti

tre per ciascun formato, sono stati verificati entrambi i casi

(velocità del nastro, cicli termici, ecc.). Sono state effet-

con e senza sezione di Slow Cooling (SC). La Tabella 2 ri-

tuate simulazioni sui formati 1,5 mm x 1250 mm, 1 mm x

porta le condizioni simulate e il loro identificativo.

Tab.2 - Simulazioni effettuate. / Developed simulations. ID

Acronimo

Formato nastro

Sezione slow cooling

1.5 SC

1,5x1250 mm

1 SC

1x1250 mm

0.55 SC

0,55x1250 mm

1.5 NSC

1,5x1250 mm

1 NSC

1x1250 mm

0.55 NSC

0,55x1250 mm

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 49

Attualità industriale - Industry news Il ciclo termico di slow cooling è stato rappresentato in ma-

riporta in Figura 1 il confronto fra cicli di progetto e cicli ap-

una velocità media di raffreddamento. A titolo di esempio si

slow cooling.

niera semplificata riunendo alcune sezioni e considerando

prossimati relativi al formato 1 mm x 1250 mm, con e senza

(a)

(b)

Fig.1 - Confronto fra cicli termici approssimati e reali (a) con Slow Cooling e (b) senza Slow Cooling. / Comparison between real and approximated thermal cycles (a) with Slow Cooling and (b) without Slow Cooling. IL MODELLO

Il modello utilizzato nel presente lavoro si basa sull’approc-

per valori di T comprese fra la Temperatura Intercritica Ts e

cio di Wierszyllowski [5] per il calcolo delle curve CCT, e in

la temperatura di Bainite Start Bs, mentre per la bainite per

e bainitica in funzione della temperatura T. L’elaborazione si

Start Ms.

particolare del tempo di inizio delle trasformazioni ferritica basa sulle seguenti formule che si applicano, per la ferrite

temperature comprese fra Bs e la temperatura di Martensite

[1]

I valori delle due quaterne di parametri {𝑃1𝑓,𝑃2𝑓,𝑃3𝑓,𝑃4𝑓} e

espressa dalla curva di raffreddamento, è possibile calco-

lineari che sono state definite sfruttando dati sperimentali

correlare tali frazioni, alcuni parametri chimici dell’acciaio e

{𝑃1𝑏,𝑃2𝑏,𝑃3𝑏,𝑃4𝑏} sono determinati in base ad alcuni elementi

della composizione chimica dell’acciaio, tramite relazioni inerenti le curve CCT di una ampia varietà di acciai DP.

Per temperature inferiori a Ms, si adotta invece un modello

completamente diverso per la singolare cinetica della tra-

sformazione martensitica, basato sull’equazione proposta da Koistinen e Marburger [6].

lare le frazioni delle microstrutture ottenute alla fine del ciclo termico. Infine un modello lineare viene utilizzare per di processo, alle proprietà meccaniche finali del prodotto,

ovvero il carico di rottura (UTS) e il carico di snervamento (YS). La Figura 2 riporta lo schema concettuale del modello descritto in dettaglio in [4] e utilizzato nel presente lavoro.

La temperatura Bs è determinata sulla base della compo-

sizione chimica dell’acciaio tramite formule di letteratura, mentre la formula per il calcolo della temperatura Ms, che

è anche essa ottenuta tramite regressione lineare [7], è stata sviluppata utilizzando le curve sperimentali disponibili.

Note le curve CCT e l’evoluzione termica del prodotto,

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 50

Industry news - Attualità industriale

Fig.2 - Diagramma semplificato del modello. / Simplified diagram of the model.

RISULTATI E SIMULAZIONI

Sono state determinate innanzitutto le curve CCT per la

caniche del nastro al termine del raffreddamento. A titolo di

estremi (minimi e massimi). Inserendo quindi i dati del ciclo

1-6 definiti in Tabella 2) alle curve CCT nel caso della com-

composizione chimica media e per le combinazioni di valori termico e del formato del nastro, il software effettua un’analisi microstrutturale e calcola le caratteristiche mec

esempio, in Figura 3 è stato sovrapposto il ciclo termico (ID posizione chimica media dell’acciaio considerato.

(a)

(b)

Fig.3 - Simulazioni relative alla chimica media (a) con Slow Cooling e (b) senza Slow Cooling. / Simulations related to average values of the chemical composition (a) with Slow Cooling and (b) without Slow Cooling. La simulazione fornisce in output sia le frazioni di ferrite, bai-

nite e martensite risultanti dal processo che una stima delle

caratteristiche meccaniche UTS e YS in uscita dalla vasca

di zinco per i vari formati del nastro. Anche in questo caso sono state considerate sia la composizione chimica media che le chimiche estreme.

La Metallurgia Italiana - September 2021

Inoltre, considerando la necessità di ricorrere al processo di skinpass per migliorare la qualità del prodotto, garantendo-

ne la planarità ed eliminando i difetti superficiali del laminato, è stata effettuata una stima dell’effetto di tale processo sulle caratteristiche meccaniche. I valori di deformazione impo-

sta considerati sono pari allo 0,5% e al 1,5%. L’effetto dello pagina 51

Attualità industriale - Industry news

skinpass è stato valutato ricorrendo al modello reologico di

mati alle tensioni di snervamento per determinare i valori a

gia al materiale oggetto dello studio). Tramite tale modello

zione stimata mediante il modello di Hollomon, da cui sono

Hollomon per un generico acciaio DP di grado 600 (in analosono stati calcolati i valori dell’incrudimento corrispondenti

ad allungamenti dello 0,5% e 1,5%, successivamente som-

fine processo. La Figura 4 riporta la curva tensione-deformastati determinati gli incrementi della tensione di snervamento.

Fig.4 - Curva definita dal modello di Hollomon per un generico acciaio DP600. / Diagram defined by the Hollomon model for a generic DP600 steel. I valori delle caratteristiche meccaniche ottenuti nelle di-

stiti per immersione a caldo, si applica la UNI EN 10346:2015,

stati infine confrontati con i valori richiesti dalla norma di ri-

sono anch’essi riportati tramite due linee rosse nelle Figure

verse condizioni (che sono riportati nelle Figure 5 e 6), sono fermento. Nel caso specifico, di prodotti piani di acciaio rive-

che impone 330≤YS≤440 MPa e 590≤UTS≤700 MPa. Tali limiti 5 e 6.

Fig.5 - Stima del carico di snervamento, in uscita dalla vasca di zinco, per i formati (a) 1,5x1250 mm, (b) 1x1250 mm e (c) 0,55x1250 mm./ Estimate of the Yield Strength for the formats (a) 1,5x1250 mm, (b) 1x1250 mm e (c) 0,55x1250 mm. La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Industry news - Attualità industriale

Fig.6 - Stima del carico di rottura, in uscita dalla vasca di zinco, per i formati (a) 1,5x1250 mm, (b) 1x1250 mm e (c) 0,55x1250 mm./ Estimate of the Ultimate Tensile Strength for the formats (a) 1,5x1250 mm, (b) 1x1250 mm e (c) 0,55x1250 mm.

La Figura 5 mostra che i valori stimati del carico di snerva-

mento rientrano nell’intervallo indicato a specifica per la sola composizione chimica media. Una volta considerato l’effetto dello skinpass, i valori del carico di snervamento cadono al di fuori dall’intervallo indicato dalla specifica pra-

ticamente in tutte le condizioni simulate. Viceversa, la Figura 6 mostra che i valori stimati del carico di rottura risultano

conformi alla specifica per la chimica media, ma per valori estremi della composizione chimica essi cadono al di fuori dall’intervallo indicato dalla specifica. DISCUSSIONE

Alla luce dei risultati descritti sopra, la condizione più favo-

revole per la produzione di acciaio DP HCT600X, nella configurazione attuale della linea di zincatura considerata, risulta

essere quella senza Slow Cooling con la massima velocità

del nastro. Tuttavia apportare variazioni al solo ciclo termico

non è sufficiente a garantire il raggiungimento della conformità a specifica del nastro.

Per questo motivo è stata effettuata una ulteriore simulazio-

ne con modifiche estreme alla composizione chimica per

valutare la possibilità di ottenere la microstruttura e le caratteristiche meccaniche desiderate. Alla composizione chimi-

ca media indicata, è stato modificato il tenore di cromo fino

specifica per la medesima classe di acciai. Uno dei principali fattori che contribuiscono a tale carenza, è il tratto prolun-

gato di mantenimento a temperatura costante che, come

visibile sulle curve CCT riportate in Figura 3, implica il superamento della curva di martensite start rendendo possibile la sola formazione di una microstruttura mista ferrite-bainite.

Ovviamente potrebbero essere valutate altre chimiche

estreme, ad esempio con elevati tenori di molibdeno, che però potrebbero comportare l’ossidazione del nastro con conseguenti problemi di aderenza, oltre a costi molto elevati.

CONCLUSIONI

Il presente lavoro propone la applicazione di un modello di trasformazione dell’austenite per le linee di ricottura

continua e zincatura al fine di identificare le condizioni più

favorevoli per garantire consistenti proprietà meccaniche

dei laminati piani in acciaio considerata una specifica configurazione di una linea di zincatura. Inoltre, tramite il me-

desimo strumento è anche possibile ricavare suggerimenti

per modifiche sostanziali del ciclo produttivo che facilitino il conseguimento delle specifiche per una più ampia fascia di condizioni e di prodotti.

all’1,4 %. Anche in questo caso la simulazione ha restituito una microstruttura ferrite-bainite e proprietà meccaniche fuori standard.

Si evince quindi che, per la chimica HCT600X, sottoposta al

processo di zincatura considerato, non è possibile garantire le caratteristiche microstrutturali e meccaniche richieste da

La Metallurgia Italiana - September 2021

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High-strength steels for the automotive sector: a simple austenite transformation model for continuous annealing and galvanizing lines In continuous annealing and hot-dip galvanizing processes, the final steel structures heavily depend on the process

parameters (e.g. times and temperatures), which, thus, must be accurately tuned. In particular, the short-term perma-

nence in a two-phase ferrite + austenite field and the following cooling process have a strong impact and can be very articulated, according to the plant type. Therefore, it is extremely useful to have practical and simple models estimating the austenite transformation based on the undergone thermal cycle. Actually, the process speed, especially for the co-

oling stage, implies that standard CCT curves are not applicable for determining the final structure. This work presents

a solution exploiting a simple metallurgical-mathematical model. Such model, on the basis of experimental tests and starting from the chemical composition and the thermal cycle, estimates both the final structure and the mechanical properties of Advanced High Strength Steels, which are of utmost interest in the automotive sector.

KEYWORDS: ADVANCED HIGH STRENGTH STEEL, CONTINUOUS ANNEALING, HOT-DIP GALVANIZING, MODELLING, MECHANICAL PROPERTIES

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

pagina 54

premio

edizione 2019

aldo

Dacco

L’AIM è lieta di indire il bando per l’edizione 2021 del prestigioso Premio Aldo Daccò, con l’obiettivo di stimolare i tecnici del settore e contribuire allo sviluppo e al progresso delle tecniche di fonderia e di solidificazione con memorie e studi originali. L’Associazione invita tutti gli interessati a concorrere al Premio “Aldo Daccò” 2021, inviando a mezzo email (info@aimnet.it), il testo di memorie inerenti le tematiche fonderia e solidificazione, unitamente al curriculum vitae dell’autore concorrente, entro il 30 novembre 2021. Saranno presi in considerazione e valutati i lavori riguardanti le varie tematiche di fonderia e di solidificazione, sia nel campo delle leghe ferrose che in quello delle leghe e dei metalli non ferrosi. Il premio, pari a Euro 5000 lordi, è offerto dalla Fondazione Aldo e Cele Daccò, istituita dalla signora Cele Daccò, recentemente scomparsa, per onorare la memoria del marito Aldo Daccò, uno dei soci fondatori dell’AIM e suo encomiabile Presidente per molti anni. Le memorie verranno esaminate da una Commissione giudicatrice designata dal Consiglio Direttivo, il cui giudizio sarà insindacabile. Nel giudicare, la Commissione terrà conto, in particolar modo, dell’originalità del lavoro e dell’argomento in relazione alla reale applicabilità dei risultati. Non sono ammesse candidature da chi abbia già ottenuto riconoscimenti, anche per lavori diversi, dalla Fondazione Aldo e Cele Daccò. Le memorie premiate e quelle considerate meritevoli di segnalazione, potranno essere pubblicate sulla rivista La Metallurgia Italiana. La cerimonia di premiazione avrà luogo in occasione dell’Assemblea dei Soci AIM, che si terrà a Milano nella primavera del 2022. Per informazioni e candidature:

Via Filippo Turati 8 · 20121 Milano Tel. 02-76397770 · E-mail: info@aimnet.it

Attualità industriale - Industry news

Attrezzature di caricamento o accessori di sollevamento? a cura di: Dott. Alessandro Lazzaretto - ATTAS S.r.l.

LA NUOVA DIRETTIVA MACCHINE LLa Direttiva 2006/42/CE definisce come “accessori di sollevamento” quei “componenti o attrezzature non collegate alla macchina per il sollevamento, che consentono la presa del carico, disposti tra la macchina e il carico oppure sul carico stesso, oppure destinati a divenire parte integrante del carico e ad essere immessi sul mercato separatamente”. Anche le imbracature e le loro componenti sono considerate “accessori di sollevamento”; inoltre, la norma definisce “catene, funi e cinghie” quei componenti progettati e costruiti “a fini di sollevamento o come parte integrante di macchine per il sollevamento o di accessori di sollevamento”. Il decreto legislativo 17/2010 ha recepito la Direttiva Macchine 2006/42/CE con diverse novità, fra cui l’equiparazione degli “ACCESSORI DI SOLLEVAMENTO E RELATIVI COMPONENTI” alle “MACCHINE”; essi, pertanto, devono essere corredati di: – dichiarazione di Conformità CE – manuale d’uso e manutenzione ed essere sottoposti a – verifiche periodiche (con periodicità indicata dal costruttore) – compilazione del Registro di Controllo (sul modello indicato dal costruttore). Gli accessori di sollevamento devono recare le seguenti indicazioni: - identificazione del materiale, qualora tale informazione sia necessaria per la sicurezza di utilizzo - carico massimo di utilizzazione Tra gli obblighi del datore di lavoro, la normativa in esame prevede: - la tenuta e l’aggiornamento del registro di controllo - controlli periodici, secondo frequenze stabilite in base alle indicazioni fornite dai fabbricanti Da questa breve analisi legislativa si evince che, tutti gli ACCESSORI DI SOLLEVAMENTO sono diventati delle MACCHINE, e come tali, sono soggetti a VERIFICHE PERIODICHE (la cui periodicità non è TRIMESTRALE a priori, ma è indicata dal costruttore) che devono essere annotate sul REGISTRO DI CONTROLLO che il Costruttore fornisce assieme all’accessorio. LE ATTREZZATURE DI CARICAMENTO DEI FORNI Il caricamento dei pezzi che devono essere sottoposti a trattamento termico avviene per mezzo delle cosiddette “attrezzature di caricamento”. Dette attrezzature sono progettate specificamente per il tipo di forno nel quale saranno utilizzate (a camera, a pozzo, a carro, ecc.) e sono costruite utilizzando materiali resistenti alle alte temperature ed alla corrosione (solitamente, si tratta di leghe ad alto tenore di Cromo e Nichel, oppure in materiali compositi quali il CFC, nel caso di forni in vuoto ed in bassa pressione), poiché, per loro natura, sono destinate a restare nel forno insieme ai pezzi che contengono per tutta la durata del processo e, quindi, a subire l’intero ciclo termochimico che può comprendere riscaldi e drastici raffreddamenti (per esempio, in un classico trattamento di bonifica) anche in atmosfere controllate quali quelle necessarie per la cementazione o nitrurazione dei pezzi. La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Nelle figure 1 e 2 sono rappresentare due classiche attrezzature di caricamento.

Fig.1 - Cesti fusi per forno a camera orizzontale

Fig.2 -Attrezzo verticale per forno a pozzo

La movimentazione di queste attrezzature può avvenire per mezzo di paranchi, carri-ponte, carrelli elevatori ed altri dispositivi di sollevamento: a tal fine, integrano asole o golfari che permettono l’utilizzo di ganci, funi o catene per il sollevamento. Da quanto precede, pertanto, l’attrezzatura, deve essere considerata a tutti gli effetti come parte integrante della carica che viene movimentata. Nella figura 3 è mostrata una fase dello scarico di un tipico forno a pozzo al termine della fase di riscaldo.

Fig.3 - Estrazione dell'attrezzo con la carica da un forno a pozzo LA RICHIESTA DI CERTIFICAZIONE DELLE ATTREZZATURE PER IL CARICAMENTO DEI FORNI Da un po’ di tempo a questa parte, i Costruttori di attrezzature di caricamento si sentono, sempre più spesso, rivolgere la richiesta di certificare i propri prodotti in base alla direttiva 2006/42/CE. E’ nostro parere che tale richiesta trovi origine nell’equivoco generato da una non corretta interpretazione della definizione di “attrezzatura di caricamento” e dal fatto che, per la movimentazione, la carica deve, di solito, essere sollevata. Infatti, non v’è dubbio, secondo noi,

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Attualità industriale - Industry news che le attrezzature di caricamento non possano in alcun modo essere considerate come “accessori di sollevamento” e, tantomeno, “attrezzi di sollevamento”, in quanto facenti parte, come abbiamo già visto, del carico che viene sollevato. Esse non rappresentano “componenti o attrezzature non collegate alla macchina per il sollevamento, che consentono la presa del carico, disposti tra la macchina e il carico oppure sul carico stesso, oppure destinati a divenire parte integrante del carico e ad essere immessi sul mercato separatamente” e non sono componenti progettati e costruiti “a fini di sollevamento o come parte integrante di macchine per il sollevamento o di accessori di sollevamento”. E’ altrettanto chiaro, però, che tale distinzione rappresenta un problema non solo per il settore dei trattamenti termici, ma anche per altri ambiti applicativi, se è vero che il Legislatore si è sentito in dovere di istituire un "Gruppo di lavoro macchine" con il compito di definire una coerente applicazione del termine "accessorio di sollevamento" come definito nell’ articolo 2 par. d, della Direttiva Macchine 2006/42/CE. IL GRUPPO DI LAVORO MACCHINE Il gruppo di lavoro ha, quindi, emanato le linee guida per l’interpretazione della Direttiva: Il documento (reperibile al seguente indirizzo: http://ec.europa.eu/DocsRoom/documents/9487/attachments/1/translations/en/renditions/ native) fornisce esempi di attrezzature che sono considerate accessori di sollevamento ed altri esempi di attrezzature utilizzate per il sollevamento di carichi che non sono considerate accessori di sollevamento. Dell’ampia casistica contenuta nel documento, alla cui versione integrale si rinvia il lettore per l’elenco completo, qui ci limiteremo a richiamare quegli esempi che ci aiuteranno a rispondere al quesito iniziale. Come già visto, cavi d’acciaio e catene con i relativi ganci sono sicuramente da considerare come accessori di sollevamento e ciò è confermato dagli esempi 2 e 3 della tabella allegata alle linee guida:

Gli esempi dal 19 in avanti, invece, raffigurano tutta una serie di attrezzature che non rappresentano accessori di sollevamento, bensì contenitori di varie forme e per vari utilizzi che, in base all’interpretazione del gruppo di lavoro, pur prestandosi ad essere sollevati, non rappresentano accessori di sollevamento; tra questi: - sacchi in tessuto riutilizzabili e non - crogiuoli e siviere per fonderia - carriole sollevabili - container per vari impieghi - container ISO - pedane in legno (pallet) - telai e strutture per il trasporto di materiali La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Non è difficile individuare le analogie tra queste categorie di attrezzature e quelle utilizzate per il caricamento dei forni; soprattutto, è evidente l’intenzione del Legislatore, con la propria interpretazione autentica, di limitare l’applicabilità della normativa a quei dispositivi che effettivamente “consentono la presa del carico, disposti tra la macchina e il carico oppure sul carico stesso”. ACCESSORI DI SOLLEVAMENTO CHE SONO TALI SOLO SE VENDUTI SEPARATAMENTE. Molte discussioni in merito a questa problematica sorgono quando l’attenzione viene posta sugli anelli di sollevamento tipici degli attrezzi di caricamento per forni a pozzo (v. figura 2): essi, infatti, ricordano i golfari che sono comunemente classificati tra gli accessori di sollevamento. Ancora una volta, sono le linee guida a venirci in aiuto per chiarire la questione, facendo rientrare golfari e similari tra gli accessori di sollevamento “solo quando essi sono posti sul mercato separatamente”:

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E’ da escludersi, pertanto, che gli anelli fissati all’origine su un’attrezzatura di caricamento rendano necessaria la marcatura della stessa. Analogo discorso è valido anche per le asole (in gergo “orecchie”) di sollevamento dei cesti fusi per forno a camera come quelli che ben visibili nella figura 1. ACCESSORI DI SOLLEVAMENTO INCORPORATI NELLA MACCHINA Le linee guida, infine, prendono in considerazione quegli accessori di sollevamento che possono essere ritenuti tali solo se non permanentemente fissati alla macchina e se la macchina non può essere utilizzate senza tale accessorio: – ganci a “C” – morse – travi di sollevamento con ganci – travi a espansione per container – morse a trave – magneti e dispositivi a depressione

Per analogia, possiamo far rientrare in questa categoria quegli accessori di sollevamento studiati appositamente per la movimentazione di cariche speciali quali, per esempio, gli anelli della figura 4.

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Fig.4 -Dispositivo di movimentazione per anelli

CONCLUSIONI Da un’attenta analisi della Direttiva Macchine e delle Linee Guida ad essa riferite si è potuto dimostrare che, nella maggior parte dei casi, la marcatura delle attrezzature di caricamento dei forni di trattamento termico non è necessaria. Ciò non significa che tali attrezzature non debbano essere sottoposte agli opportuni controlli, per opera dell’utilizzatore, prima di ogni utilizzo: tale importante attività potrà aiutare non solo a prevenire situazioni di pericolo per le persone, ma anche danni agli impianti e costosi fermi di produzione. L’implementazione e l’adozione di opportune procedure sono, pertanto, oltremodo opportune. Il Costruttore, da parte sua, potrà contribuire fornendo, comunque, informazioni importanti quali i carichi massimi ammissibili, la temperatura massima di utilizzo e le modalità suggerite per i controlli citati al paragrafo precedente. Da ultimo, ci preme sottolineare che “L’apposizione della marcatura CE a titolo della direttiva 2006/42/CE su prodotti che non costituiscono oggetto della medesima” è vietata e passibile di sanzione amministrativa (Art. 17.1. a): non conformità della marcatura).

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Biocarbone: una risorsa preziosa per i forni ad arco elettrico ING. LUCA OREFICI Laureato con lode in Ingegneria Energetica al Politecnico di Milano, inizia ad operare nel mondo dell’acciaio nel

2016. Entrato in Pipex Italia S.p.A., principale ufficio di distribuzione e marketing del gruppo slovacco Železiarne Podbrezová, assume il ruolo di Product Manager per i materiali destinati agli scambiatori di calore e alla generazione di potenza.

Dal 2019 collabora con la propria acciaieria e gli altri forni-

tori di Pipex Italia al fine di sviluppare strategie aziendali, prodotti e soluzioni tecnologiche connesse alla transizione energetica ed ecologica.

Nel 2020 assume il titolo di Green Manager ed entra a far

parte del Environment Committee della European Ste-

el Tube Association (ESTA). Dal 2021 è CEO della Pipex

Energy S.r.l., neonata società focalizzata sull’innovazione tecnologica e la decarbonizzazione dei processi industriali.

È titolare di due brevetti inerenti processi di combustione

e una domanda di brevetto relativa all’utilizzo di biocarbone nei forni ad arco elettrico.

Siamo di fronte ad una tanto necessaria quanto radicale

trasformazione della nostra società. Dobbiamo ridisegnare ogni aspetto della nostra vita, compresi i processi pro-

duttivi dei beni che consumiamo, seguendo dei principi di sostenibilità ambientale. E abbiamo pochissimo tempo per farlo.

Con questa considerazione si apre il nostro incontro con

l’Ing. Luca Orefici, contattato da AIM a margine del suo intervento durante il webinar "La sfida della neutralità car-

bonica. Come e quanto è realistico raggiungere la Carbon Neutrality?" tenutosi il 7 di settembre.

scere i limiti del nostro pianeta ed evitare la crisi climatica. Nel 2019 Pipex Italia, società cui Pipex Energy è uno

spin-off, ha iniziato a collaborare con la propria casa madre Železiarne Podbrezová per delineare strategie e soluzioni

tecnologiche connesse alla decarbonizzazione. Era infatti

già chiaro allora che nei decenni a venire le dinamiche del mercato sarebbero state inevitabilmente connesse ad una transizione ecologica non più procrastinabile. Trasforma-

zione di cui l’acciaio avrebbe fatto parte sia come materia-

le indispensabile per le attività umane, che come bene da produrre minimizzandone l’impatto ambientale.

Nel 2021 ci troviamo a muoverci nel solco tracciato dal Partiamo dall’inizio, come nasce Pipex Energy?

Pipex Energy nasce dalla volontà di contribuire ad una

riconversione della nostra società incentrata sul ricono-

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Green Deal europeo, a vedere piani di ripresa dalla pandemia fortemente incentrati sulle tematiche “green”, e a

discutere con clienti e fornitori in merito a certificazioni ambientali, a “carbon footprint” di prodotto o al “carbon

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scoring” per l’assegnazione dei progetti. Ci è parso quin-

di opportuno realizzare una società che fosse totalmente

dedicata allo sviluppo di soluzioni per rispondere a questo nuovo contesto.

E, come si evince dal convegno del 7 settembre, siete partiti dal biocarbone. Perché?

Nel 2019 e per tutto il 2020, insieme ai colleghi della pro-

duzione e del nostro centro di R&D in Slovacchia, abbiamo dettagliatamente analizzato le diverse opzioni per la decarbonizzazione dei nostri processi. Il core business del

gruppo Železiarne Podbrezová è la commercializzazione di tubi senza saldatura, realizzati a partire da acciaio e bil-

lette prodotti dalla nostra acciaieria a forno ad arco elettri-

co. Guardando ai tubifici è evidente come i consumi di gas naturale siano il tema centrale da affrontare, ma spostandosi in acciaieria è l’uso di carbone, o più precisamente dell’antracite, il problema da risolvere.

Circa la metà delle nostre emissioni dirette nella produ-

zione di acciaio sono connesse all’uso di tale elemento.

E la cosa può essere estesa a tutti i forni ad arco elettrico. Questi consumano mediamente 12 kg di carbone per tonnellata di acciaio, che pur sembrando un valore irrisorio,

biomassa e le sue caratteristiche, la temperatura massima del trattamento, la velocità di riscaldamento e il tempo di

residenza nel pirolizzatore. I gradi di libertà del processo

sono quindi ampi ma il risultato sarà in ogni caso un prodotto solido arricchito in carbonio e carbonio fisso, con contemporanea formazione di una fase gassosa, chiamata gas di pirolisi, che può trovare successive applicazioni.

Per quanto riguarda la biomassa, questa deve essere vista

come una risorsa limitata e preziosa. È evidente che non

avremo a disposizione materiale biogenico a sufficienza

per sostituire interamente i combustibili fossili nelle loro odierne applicazioni. Lo sfruttamento della biomassa do-

vrebbe quindi essere strategicamente indirizzato alla valo-

rizzazione del suo contenuto chimico piuttosto che energetico poiché è la sola fonte di carbonio rinnovabile di cui

attualmente disponiamo. Tale utilizzo deve inoltre basarsi su un approvvigionamento sostenibile. Ciò implica che,

ad esempio, sia gestito al fine di garantire un’effettiva neu-

tralità dal punto di vista climatico del biocarbone, che non sia compromessa la capacità della biomassa di rigenerarsi,

che non impatti sulla filiera alimentare o causi una perdita di biodiversità.

rappresenta in realtà tra il 40% e il 70% delle emissioni di-

rette del forno. È quindi evidente come il primo tema da affrontare nell’ottica di un piano di riduzione delle emis-

sioni dirette sia la sostituzione di tale materiale. E il biocarbone è il candidato ideale poiché risulterebbe per gli

acciaieri una fonte di carbonio biogenico, rinnovabile e neutrale dal punto di vista climatico. Ovviamente, perché

tali condizioni siano garantite, l’approvvigionamento della

biomassa da cui si ottiene il biocarbone deve seguire criteri di sostenibilità.

Ci può quindi descrivere le potenziali applicazioni del biocarbone nei forni ad arco elettrico?

Le due principali applicazioni del carbon fossile nei forni ad arco elettrico sono la carica tramite cesta insieme al rottame e l’iniezione in scoria tramite lancia o iniettori perimetrali.

La carica assolve ad una duplice funzione: apporta carbonio alla carica metallica e fornisce energia al processo.

L’iniezione è invece finalizzata a gonfiare la scoria, recuperando nel contempo del ferro metallico che sarebbe altri-

Approfondiamo il tema della produzione del biocarbone e della sostenibilità della biomassa.

Il biocarbone può essere ottenuto da pirolisi o da gassificazione. Il primo processo prevede un riscaldamento del-

la biomassa in un ambiente povero in ossigeno, mentre il secondo un processo di ossidazione parziale. In entrambi i casi il materiale risultante è un solido ad elevato contenuto

di carbonio. Tra i due, la pirolisi è probabilmente il processo più interessante. Guardando dunque a questa soluzione, le principali variabili di processo sono la tipologia di

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menti fuoriuscito dal forno in forma di ossido.

La possibilità di utilizzare il biocarbone in sostituzione del carbon fossile per le suddette applicazioni è stata esplorata nel corso degli ultimi quindici anni. In base ai risultati

ottenuti siamo confidenti che il biocarbone possa essere utilizzato per la carica tramite cesta. Il problema sarà quello di ottimizzare tale sostituzione tenendo conto delle principali problematiche del biocarbone, associate alla

maggiore reattività e alla bassa resistenza meccanica se

confrontato con le alternative fossili. Ciò richiederà ulte-

riori studi in merito alle caratteristiche del biocarbone da

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ricercare e un’ottimizzazione dei processi in acciaieria al

fine di sfruttare al meglio questo materiale. Se per la carica si è quindi confidenti che una soluzione sarà trovata, per l’iniezione vi sono ancora molti dubbi. In particolare si ritiene che la bassa densità del biocarbone e la sua limitata

reattività nei confronti della scoria ne possano complicare

l’implementazione nei forni ad arco elettrico. Pipex Energy sperimenterà presto una nuova soluzione, per la quale

abbiamo depositato anche una domanda di brevetto, che

prevede di agglomerare del materiale polimerico da rici-

clare con il biocarbone al fine di risolvere le problematiche

del materiale biogenico. L’utilizzo di rifiuti di materiale po-

limerico nei forni ad arco elettrico è oggi visto con interesse da molte acciaierie poiché, seguendo dei principi di circolarità, si va a recuperare un rifiuto dandogli una seconda vita sotto forma di acciaio. La possibilità di combinare un

materiale di recupero, il polimero, con un materiale rinnovabile, il biocarbone, al fine di rendere quest’ultimo un efficace formatore di scoria schiumosa è la prima attività in cui Pipex Energy è impegnata.

livello politico dovrà considerare da un lato gli eventuali impatti economici e sociali sul medio periodo, e dall’altro che le conseguenze dell’inazione sarebbero insostenibili

sul lungo. La sfida che affrontiamo oggi è principalmente

rivolta alle generazioni che verranno. E la posta in gioco

per chi oggi è troppo giovane per apportare un qualsiasi contributo o per chi ancora deve nascere, è tale che per-

sonalmente ritengo inaccettabile la prospettiva di fallire. Il mondo siderurgico con cui ho avuto modo di interagire in

questi anni ritengo abbia una profonda comprensione di quanto sia critica la situazione e stia dimostrando di essere proattivo nel ricercare delle soluzioni. In molti casi, e in particolare direi nel contesto europeo, le aziende dell’ac-

ciaio sono da sempre votate all’efficientamento dei pro-

cessi, alla riduzione delle emissioni inquinanti e ad una

sinergica integrazione con le comunità locali. Oggi però il tema si è fatto più complesso e sarà richiesto un grado di innovazione senza precedenti. Questo comporterà ine-

vitabilmente dei costi che auspicabilmente il mercato potrebbe essere pronto a condividere. È però fondamentale,

guardando alla realtà europea, che le istituzioni, a livello Durante il convegno ha anche parlato di prospettive di integrazione tra la produzione di biocarbone e le realtà siderurgiche.

Come dicevo in precedenza, nel momento in cui si produ-

dell’Unione e dei singoli Stati membri, creino il giusto contesto per consentire che le aziende siderurgiche siano

parte attiva se non addirittura un volano per il cambiamento, non un problema ma delle valide alleate.

ce del biocarbone si producono anche dei gas di pirolisi. E questi gas devono essere valorizzati sia per ragioni ener-

getiche, poiché non ha senso sprecare un combustibile

rinnovabile, sia per ragioni economiche, legate alla minimizzazione dei costi di produzione del biocarbone. I gas di

pirolisi possono, ad esempio, essere usati per erogare potenza termica, al fine di rendere il processo di pirolisi autotermico o per soddisfare utenze che necessitano di calore ad alta temperatura. Ma possono anche essere convertiti

in energia elettrica, biocombustibili, chemicals o perfino idrogeno verde.

L’integrazione con i processi siderurgici potrebbe consentire ad esempio di sfruttare il cascame termico dei no-

stri processi per essiccare la biomassa e utilizzare poi i gas di pirolisi per rispondere ai carichi termici dei diversi forni.

Possiamo chiederle un commento generale sulla decarbonizzazione dell’industria siderurgica?

Comincerei con una premessa. Ci troviamo a vivere il decennio determinante dal punto di vista del contrasto ai

cambiamenti climatici. Ogni decisione che sarà presa a

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Experts’ Corner - Scenari

In memoria di Emilio Ramous Nel luglio 2021 è mancato il prof. Emilio Ramous,

personaggio di rilievo nel panorama della metallurgia italiana e in ambito AIM.

Nell’Associazione è stato per lungo tempo presidente del Comitato Tecnico "Trattamenti Termici e Me-

tallografia”, membro del Consiglio Direttivo, docente e coordinatore di corsi e giornate di studio. Nel 2008

ha ricevuto una Medaglia di titanio in qualità di eminente tecnico/studioso che ha acquisito particolari

benemerenze nel campo dell’utilizzazione e dell’applicazione dei materiali metallici.

AIM ricorda con gratitudine il prof. Ramous, così

Possedeva la capacità di saper spiegare teorie e con-

Padova, che ci hanno inviato questa nota.

doli in esempi pratici e casi applicativi.

come lo ricordano i suoi colleghi dell’Università di

Emilio Ramous, classe 1937, è stato Professore ordinario di Metallurgia dal 1974 al 2009, presso l’Univer-

sità di Padova, e ha continuato l’attività di ricerca fino a 80 anni, con immutati dedizione e acume.

Emilio Ramous era notissimo nel settore della Metal-

lurgia sia a livello accademico che industriale e ha ri-

vestito numerose e qualificate cariche in organismi di

ricerca nazionali ed internazionali. Ha ricoperto negli

cetti complessi in modo chiaro e concreto, traducen-

È stata una figura dalla forte personalità, che ha co-

stituito per molti un riferimento e un termine di paragone.

Nel corso della sua vita è sempre riuscito a ritagliarsi del tempo per coltivare la sua passione per la mon-

tagna, che l’ha portato a compiere il trekking fino al campo base dell’Everest nel 1997.

anni importanti incarichi in seno all’AIM quali Presi-

I suoi collaboratori, che hanno condiviso con lui non

tallografia e membro del Consiglio Direttivo.

viali, tra cui gite e sciate in montagna, lo ricordano

dente del Centro di Studio Trattamenti Termici e Me-

In decenni di carriera, ha saputo trasmettere l'amore per la Metallurgia a numerosissimi studenti e colle-

ghi, che nel corso degli anni hanno avuto modo di

solo molti anni di lavoro ma anche momenti convi-

con immensa stima e affetto.

Irene Calliari, Katya Brunelli, Manuele Dabalà

applicarla nel contesto industriale e universitario ita-

liano.

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Scenari - Expert's Corner

Premio Amulio Cipriani

Riportiamo l’intervento dei promotori del Premio Cipriani, patrocinato da AIM

Il Premio “Amulio Cipriani”, che ha lo scopo di incentivare in un contesto di economia circolare progetti

Universitari di lavoro rivolti all’implementazione del

“GREEN” in siderurgia, verrà conferito durante la ma-

nifestazione Made in Steel il giorno 6 ottobre alle ore 16.30 allo stand ArcelorMittalCLN.

Il Premio è intitolato alla memoria di Amulio Cipriani

per onorare la sua peculiare capacità nel saper ispirare le giovani generazioni in un ambito di innovazione e cambiamento.

Il riconoscimento, patrocinato dal GRUPPO CLN SPA, è riservato alle tesi di Laurea e Dottorato di Ricerca per dare risalto a giovani che si sono distinti nel trat-

tare argomenti “breakthrough” legati alla metallurgia in senso lato.

Amore per la vita, rispetto per gli altri, tenacia, grande generosità, voglia di conoscere ed apprendere, pas-

sione per i giovani, resilienza e dolcezza sono solo alcuni aspetti dello spirito di Amulio che ha illuminato chiunque gli sia stato vicino facendosi sempre ricordare come una persona davvero speciale.

siasmo per la vita, accompagnato sempre da una infa-

ticabile dedizione al lavoro dal quale scaturiva la sua

gioia di vivere e condividere le sue esperienze non solo professionali ma anche sportive e di vita vissuta in senso lato.

Grazie Amulio per averci accompagnati per un tratto della nostra vita rendendolo unico ed indimenticabili!

Carlo Malasomma

Per questo motivo, il premio in nome di Amulio che

ha dedicato più di 50 anni nella siderurgia Italiana, non è soltanto un giusto riconoscimento ad un progetto

innovativo ma anche un Premio ad un giovane professionista “in-nuce” che unisce in maniera equilibrata e con intelligenza la passione per l’innovazione insieme

all’onestà intellettuale senza la quale ogni progetto di vita e professionale non avrebbero ragion d’essere. Amulio Cipriani lo ricordiamo così, con il suo entu

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Experts’ Corner - Scenari

In memoria di Carlo Fossati Riceviamo da Valentina Ferrari, Direttore Tecnico di STC, e volentieri pubblichiamo il seguente annuncio:

Lo scorso luglio è mancato, a settantatré anni, uno dei nostri storici collaboratori: l’Ing. Carlo Fossati.

In ambito AIM Carlo era membro del comitato tecni-

co controllo e caratterizzazione dei prodotti; ha ricoperto più volte la carica di coordinatore per i corsi di

Failure Analysis con grande apprezzamento da parte di tutti i partecipanti.

La prima cosa che vogliamo ricordare di Carlo erano

Fece parte del comitato termotecnico italiano come

sponibilità e l’onestà intellettuale, che facevano di lui

commissione tecnica 222 integrità strutturale degli

le sue doti umane, tra cui spiccavano la bontà, la di-

un amabilissimo compagno di lavoro.

Laureatosi in Ingegneria Nucleare al Politecnico di

coordinatore del gruppo di lavoro 5 – fatica, della

impianti a pressione. Notevole fu la sua partecipazio-

ne per la stesura della norma UNI 11706 (Attrezzature a pressione - Valutazione dello stato di conservazio-

Milano fu assunto presso il CISE, una Società di R&S

ne delle attrezzature e degli insiemi a pressione a se-

Laboratorio di Prove Meccaniche di caratterizzazione

cizio dei materiali).

del gruppo ENEL, dove operò inizialmente presso il dei materiali, di cui ebbe anche la responsabilità per

guito del degrado strutturale e metallurgico da eser-

lungo tempo.

Per queste sue ultime conoscenze fu chiamato a

Particolare attenzione fu posta da Carlo allo studio del

che agisce come “Ispettorato dell’Utilizzatore” per il

processo di scorrimento viscoso e allo studio della meccanica della frattura, divenendo per quest’ultimo

contribuire alla costituzione della Società CONCERT, gruppo ENEL, di cui fu il Direttore Operativo.

uno dei riferimenti sia a livello nazionale che interna-

Andato in pensione lavorò presso società, di cui fu

Notevole anche la sua competenza nel campo dell’in-

ci di ingegneria e nel campo delle prove meccaniche

Ebbe un ruolo di primo piano nella formulazione e

Services & Testing Laboratories S.r.l.

zionale.

tegrità strutturale e della vita residua dei componenti. nella introduzione della direttiva europea sugli a

pparecchi a pressione, comunemente nota come “PED”.

La Metallurgia Italiana - September 2021

tra i soci fondatori, nel campo dei servizi specialisti-

di caratterizzazione dei materiali, come ad esempio

Non lo dimenticheremo mai!

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OD IN M

ALIT

IN WEB

AR!

Leghe di alluminio Corso di base

Foto: Courtesy of Endurance Overseas

16-17 novembre 2021 Organizzato da

CENTRO DI STUDIO METALLI LEGGERI

FaReTra Fair Remote Training

presentazione La necessità di utilizzare materiali “leggeri” e con elevate prestazioni, sta inducendo i progettisti a usare sempre più spesso le leghe di alluminio in alternativa ai tradizionali acciai. Queste, oltre a un elevato rapporto resistenza meccanica/densità, sono caratterizzate da buona resistenza a corrosione e buone proprietà chimico-fisiche. Alla diffusione dell’utilizzo delle leghe d’alluminio concorrono, però, anche le ottime proprietà tecnologiche, a caldo e a freddo, e la riciclabilità, che fanno sì che l’alluminio possa essere considerato un materiale “efficiente”, in grado di favorire la sostenibilità ambientale. È chiara, quindi, la necessità per i tecnici, e non solo, di conoscere le leghe di alluminio, i processi produttivi e i trattamenti termici cui possono essere sottoposte, al fine di utilizzarle nelle condizioni più appropriate per le varie applicazioni, esaltandone i pregi ed evitando loro usi impropri. Il Corso ha lo scopo di fornire le nozioni di base concernenti la metallurgia delle leghe di alluminio e le tecnologie a esse applicabili. Scopo è comprendere come i processi produttivi e i trattamenti termici incidano sulla loro microstruttura e quindi sul loro comportamento meccanico o a corrosione, informazioni necessarie per una progettazione consapevole con questo materiale. La loro importanza sarà evidenziata attraverso il riferimento a specifici casi applicativi in grado di mostrare le corrette norme d’impiego dell’alluminio e delle sue leghe. Il Corso si articolerà in due giornate. Nella prima saranno descritte le caratteristiche principali delle leghe di alluminio più utilizzate, i principi metallurgici che consentono di ottenere, controllare e ottimizzare tali caratteristiche e quindi saranno illustrate le tecnologie di processo più appropriate per la loro trasformazione. Nella seconda giornata saranno presentati esempi “vincenti” di utilizzo dell’alluminio in diverse applicazioni. Alla fine di ogni giornata i relatori saranno a disposizione per approfondire i temi trattati. Il programma completo è disponibile online sul sito www.aimnet.it Coordinatori Elisa Fracchia, Alessandro Morri

segreteria organizzativa

FaReTra Via F. Turati, 8 · 20121 Milano Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: spedizioni@aimnet.it · www.aimnet.it

Atti e notizie - AIM news

Eventi AIM / AIM events FaReTra (Fair Remote Training) - FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO A DISTANZA Modalità Sincrona (diretta streaming) Giornata di Studio PRESSOCOLATA IN ZAMA – 6-7 ottobre Corso di base LEGHE DI ALLUMINIO – 16-17 novembre Giornata di Studio GREEN ECONOMY E ASPETTI AMBIENTALI PER L'INDUSTRIA DEI RIVESTIMENTI – 17-18 novembre

www.aimnet.it

Modalità Asincrona (registrazioni) Giornata di Studio LA SFIDA DELLA NEUTRALITÀ CARBONICA

Per ulteriori informazioni rivolgersi alla Segreteria AIM, e-mail: info@aimnet.it, oppure visitare il sito internet www.aimnet.it

Corso itinerante METALLURGIA SICURA Corso modulare TRATTAMENTI TERMICI Corso modulare I REFRATTARI E LE LORO APPLICAZIONI Corso GLI ACCIAI INOSSIDABILI 11a edizione Corso FAILURE ANALYSIS 11a edizione Giornata di Studio PERFORMANCE E DEGRADO DEI MATERIALI METALLICI UTILIZZATI IN CAMPO EOLICO: CAPIRE PER PREVENIRE Giornata di Studio DIFETTI NEI GETTI PRESSOCOLATI: POROSITA’ DA GAS FORMAZIONE E AGGIORNAMENTO A DISTANZA (con eventuale collegamento da remoto) Corso PROVE MECCANICHE – Milano, 26-27 ottobre, 9-10 novembre Giornate di Studio GETTI STRUTTURALI – Brescia, 3-4 novembre Giornata di Studio IL CICLO DI FABBRICAZIONE DI UNA VALVOLA. NORMATIVE, PROGETTO, ACCIAIO, FUCINATURA COLLAUDO – Brescia, 11 novembre Corso CORROSIONE PER NON CORROSIONISTI – Milano, 24-25 novembre Corso TECNOLOGIE DI FORMATURA DELLE ANIME IN SABBIA PER GETTI IN LEGA LEGGERA - Bergamo, 25-26 novembre CONVEGNI ECCC 2020 - 10th European Conference on Continuous Casting - Bari, 20-22 Ottobre 2021 http://www.aimnet.it/eccc2020/ RAW MATERIALS & RECYCLING - Bergamo, 1-2 dicembre 2021 http://www.aimnet.it/rawmat.htm 27° Convegno Nazionale Trattamenti Termici – 26-27 maggio 2022 http://www.aimnet.it/tt.htm L’elenco completo delle iniziative è disponibile sul sito: www.aimnet.it

(*) In caso non sia possibile svolgere la manifestazione in presenza, la stessa verrà erogata a distanza in modalità webinar

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Atti e notizie - AIM news

Comitati tecnici / Study groups CT TRATTAMENTI TERMICI E METALLOGRAFIA (TTM) (riunione telematica del 09 giugno 2021)

Notizie dal Comitato •

Un nuovo membro viene accolto nel CT: proviene da una azienda di trattamenti termici.

Manifestazioni in corso di organizzazione •

La GdS “Trattamenti termici e modellazione” è stata definita nel programma, e la data viene fissata per il 12 ottobre 2021 in modalità webinar. La locandina sarà distribuita ad inizio luglio.

•

Il corso “Trattamenti Termici” è stato rimodulato e lanciato in tempi stretti, ottenendo un buon numero di iscrizioni. Il corso è modulare e l’ultimo modulo, sui metalli non ferrosi, si svolgerà a fine settembre. È possibile seguire il corso anche in modalità asincrona, per cui si continueranno a raccogliere iscrizioni anche a lezioni già effettuate.

•

Il seminario “Trattamenti termici, normativa e interpretazione dei requisiti” (coordinatori Morgano, Firrao e Cusolito) prevede presentazioni di taglio pratico sui metodi di misura, presentazioni specifiche, e una tavola rotonda per favorire un ampio dibattito. La manifestazione è prevista per novembre 2011.

•

“Convegno Nazionale Trattamenti Termici”: dopo diversi rinvii, le date sono per ora fissate al 26-27 maggio 2022. Sono pervenute ulteriori adesioni da parte di espositori. Il numero di giugno della Rivista di Metallurgia contiene articoli e interviste volte a promuovere l’evento e dare visibilità agli espositori.

•

Il seminario “Trasmissioni nell’automotive: della acciaieria al processo di pallinatura” è in calendario per giugno 2022 a Modugno (Bari). Il coordinatore Morgano discuterà della logistica con l’azienda ospitante per definire i dettagli.

•

La GdS “Il Mondo Industrial - aspetti metallurgici e metodologie di controllo” (coordinatore Massa) è confermata di presenza presso CNH Torino nel 2022.

Iniziative future •

Nel 2022 è in programma il corso modulare di Metallografia, secondo la normale alternanza prevista dai programmi del CT TTM.

•

Si ripropongono GdS su “Cementazione/nitrurazione” e “TT e metallurgia delle polveri”

CT METALLURGIA FISICA E SCIENZA DEI MATERIALI (MFM) (riunione telematica del 09 luglio 2021)

Manifestazioni in corso di organizzazione •

La manifestazione “Materiali metallici funzionali per l’industria, l’energia e la mobilità” - coordinatori Castellero, Casati e Vedani – si svolgerà il 28 e 29 settembre 2021. Il programma e l’elenco dei relatori sono praticamente consolidati. L’evento sarà tenuto in modalità ibrida per i partecipanti, mentre i relatori hanno garantito la partecipazione in presenza presso il Politecnico di Milano (sede di Bovisa). I coordinatori forniranno entro pochi giorni ad AIM programma con titoli, relatori e affiliazioni, oltre ad una breve presentazione della giornata per poter diffondere la locandina.

Iniziative future •

La presidente Paola Bassani comunica che il corso “Microscopia elettronica in scansione – SEM” è rinviato al 2022 perché le attuali restrizioni non permettono le esercitazioni in presenza.

•

I coordinatori Vedani e Tuissi segnalano che il corso “Additive Metallurgy” non si potrà tenere a settembre a causa della sovrapposizione con altre manifestazioni AIM che sono state spostate. Si pensa di poterlo tenere a febbraio 2021 durante il periodo di pausa delle attività didattiche per permettere ai relatori accademici di poter partecipare.

•

Il corso di base “Solidificazione” viene confermato nel 2022.

•

La presidente Paola Bassani propone una iniziativa sulla tecnica EBSD. Attualmente trattata in modo marginale nel corso SEM,

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Atti e notizie - AIM news

questa tecnica merita un approfondimento vista la crescente diffusione e le sue potenzialità. Bassani preparerà una bozza di programma per la prossima riunione del CT MFM.

CT METALLI E TECNOLOGIE APPLICATIVE (MTA) (riunione telematica del 08 settembre 2021)

Iniziative future •

La GdS “Trattamenti per la rimozione del piombo per il riciclo degli ottoni” è stata rimandata al 2022 per proporre un evento in presenza. La data sarà stabilita nella prossima riunione del CT.

•

La GdS “Utilizzo leghe di nichel in saldatura” rimane attiva, e sarà proposta per aprile-maggio 2022.

•

Alla luce degli ultimi eventi accaduti a Milano e Torino, con l’incendio di un palazzo di recente costruzione e di diversi sottotetti del centro storico, il tema della GdS sulla sostenibilità ambientale nel campo delle costruzioni civili dovrebbe includere la resistenza al fuoco, l’infiammabilità e l’eventuale tossicità dei materiali impiegati. Loconsolo preparerà una scaletta preliminare in modo da poter anche identificare i potenziali relatori.

•

Per la manifestazione sui metalli nel settore automotive ed il particolare nella mobilità elettrica si potrebbero coinvolgere importantissime industrie del settore automobilistico e motociclistico tramite contatti di un membro del comitato: in questo modo si otterrebbero indicazioni sulle tematiche da trattare. Altri argomenti potrebbero essere l’idrogeno e le celle a combustibile.

CT PRESSOCOLATA (P)

(riunione telematica del 07 luglio 2021) Consuntivo attività svolte •

Il presidente Parona si congratula con il coordinatore Timelli per la GdS in pillole “Porosità da gas” (15 giugno 2021 in modalità online), in particolare per le qualità degli interventi organizzati e per la logica della successione delle presentazioni: questo schema andrebbe mantenuto per le altre GdS sui difetti. Parona ha anche gestito come moderatore la tavola rotonda: vista la scarsa partecipazione da parte delle fonderie, viene aperta una discussione sulla comunicazione fatta per pubblicizzare questi eventi e sul corretto recepimento di questa comunicazione da parte delle fonderie. Si valutano gli aspetti economici e la correttezza delle mailing list. Questo tipo di eventi si ripeterà a breve e bisogna che la partecipazione sia adeguata, visto l’alto valore dell’offerta formativa. I questionari ricevuti dai partecipanti evidenziano un giudizio generale “ottimo”, con particolare rilievo per la qualità delle presentazioni e della documentazione. Sono stati fatti anche commenti per future iniziative.

•

Il corso “Fatica Termica: aumentare la durata dello stampo”, tenuto in aprile 2021 – coordinatore Valente – ha visto una buona partecipazione e un’ottima gestione della tavola rotonda. Il giudizio risultante dai questionari compilati dai partecipanti è complessivamente tra il buono e l’ottimo, con una particolare evidenza per la qualità delle presentazioni. I commenti e i suggerimenti saranno discussi alla prossima riunione.

•

Il convegno internazionale “High Tech Die Casting 2021” si è tenuto dal 22 al 25 giugno in modalità virtuale. Sono state presentate 70 memorie con 80 partecipanti. Si discute di vari argomenti, in particolare degli sponsor e dello spazio che è stato loro assegnato, e del numero elevato di memorie presentato da Università turche, molto attive in questo campo. Il presidente Parona chiede a tutti i membri di concentrarsi sul prossimo HTDC 2024 per fare in modo che l’evento diventi un punto di riferimento per università, industria automotive e fonderie.

Manifestazioni in corso di organizzazione •

La GdS “Eco-sostenibilità: una sfida per i getti pressocolati” è fissata per il 22 settembre 2021 in modalità webinar. Il programma è confermato e la locandina è stata preparata.

•

La GdS “Zama HPDC 2021” – coordinatori Pola e Valente – è confermata in modalità webinar per il 6 e 7 ottobre 2021. I coordinatori invieranno a breve il programma per preparare la locandina.

La Metallurgia Italiana - September 2021

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Atti e notizie - AIM news

•

Il corso “Getti Strutturali” – coordinatori Pola e Valente – viene ridefinito in modalità ibrida in due giornate complete per il 3 e 4 novembre 2021. I relatori saranno tutti in presenza. Si discute di alcuni dettagli delle tempistiche

CT METALLI LEGGERI (ML)

(riunione telematica del 23 luglio 2021) Consuntivo di attività svolte •

G dS “Strutture leggere/Multimateriale”: Vedani, coordinatore insieme a Tatti, riassume l’andamento positivo delle due mezze giornate che si sono svolte il 18 e 19 maggio 2021 in modalità webinar. La discussione tuttavia si incentra sullo scarso numero di partecipanti, sulle possibili motivazioni e sulle modalità di diffusione per attrarre più pubblico. Visto che la modalità webinar dovrà continuare, si decide di provare a contattare gli Ordini degli Ingegneri nelle varie provincie per stimolare il loro interesse.

Manifestazioni in corso di organizzazione •

La GdS “Tecnologia di formatura anime in sabbia per getti in leghe di alluminio e magnesio” – coordinatore Amalberto – si terrà in modalità duale (streaming e presenza) a fine novembre-inizio dicembre, presso il Kilometro Rosso (BG). Si spera che la possibilità di partecipare in presenza possa stimolare una maggiore partecipazione di pubblico.

•

Il corso di base “Leghe di Alluminio” si terrà in 16 e 17 novembre in modalità webinar, coordinatori Morri e Fracchia. La locandina è già stata pubblicata. Il programma prevede alcune modifiche rispetto alle edizioni precedenti, con l’introduzione di una presentazione sulle tecniche di giunzione dell’alluminio e un maggior focus sul tema della finitura superficiale e i meccanismi di corrosione.

Iniziative future •

Il coordinatore Garagnani informa sullo stato dell’organizzazione della GdS “L’alluminio nell’automobile – La storia incontra il futuro”, in memoria dell’ing. Giorgio Valentini. La scaletta è in larga parte definita, restano da precisare alcuni interventi e aspetti logistici. L’obiettivo è di fare la giornata in modalità mista (presenza + webinar) a fine ottobre.

CT CORROSIONE (C)

(riunione telematica del 09 luglio 2021) Notizie dal Comitato •

Il presidente Bolzoni fa il punto sulle attività di EFC, European Federation of Corrosion, ed in particolare cita date e sedi delle prossime edizioni di Eurocorr. Ci sono quattro riviste europee che riportano regolarmente le attività di EFC e si fregiano del logo EFC sulla copertina: si propone di verificare se la Metallurgia Italiana può essere aggiunta alle riviste ufficiali EFC.

Consuntivo di attività svolte •

Si sono tenute le “Giornate Nazionali sulla Corrosione e Protezione” dal 30 giugno al 2 luglio 2021 in modalità online. Bassani esprime soddisfazione per il numero degli iscritti (122 persone tra cui 20 soci APCE) e per gli esiti positivi dei questionari di soddisfazione compilati dai partecipanti. Il CT discute di possibili migliorie per le edizioni future, ma il parere sull’evento è generalmente positivo.

Manifestazioni in corso di organizzazione •

Bolzoni mostra l’ultima versione del programma del corso di “Corrosione per non corrosionisti” in collaborazione con il CT Controllo e Caratterizzazione Prodotti, previsto per il 24 e 25 novembre 2021. La locandina sarà distribuita a settembre.

Iniziative future

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

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Atti e notizie - AIM news

•

La 15° edizione delle “Giornate Nazionali sulla Corrosione e Protezione” si svolgerà nel 2023. Angelini ripropone la sede del Politecnico di Torino, dispiacendosi di non aver potuto ospitare l’edizione 2021. La manifestazione in presenza è auspicata da tutti, senza disdegnare la possibilità di qualche sessione in remoto per agevolare chi arriva da lontano.

•

Si discute di una possibile iniziativa sulle misure di corrosione e relativa elaborazione dei dati. Il tema è condiviso da molti dei presenti, anche se con sfumature diverse. Vengono citate le tecniche elettrochimiche come possibile fonte di dati presentabili in qualsiasi ambito.

•

Corso di Corrosione: l’ultima edizione risale al 2018, su 9 giornate. Bolzoni invita ad organizzare un gruppo ristretto di lavoro includendo rappresentanti delle aziende per organizzare l’evento.

circular economy metallurgical industry

sustainability

international

meeting

RAW

MATERIALS & RECYCLING

BERGAMO .

ITALY .

1-2 DECEMBER 2021 . La Metallurgia Italiana - September 2021

www.aimnet.it/rawmat.htm

Organised by

In co-operation with

Patronized by pagina 73

Atti e notizie - AIM news

Normativa / Standards

Welded fittings for the food and chemical welding

nei mesi di luglio e agosto 2021

Progetti UNSIDER in inchiesta prEN

EN ISO 15349-2:2021

Unalloyed steel - Determination of low carbon content - Part 2: Infrared absorption method after combustion in an induction

UNI EN ISO 683-5:2021

Acciai per trattamento termico, acciai legati e acciai automatici - Parte 5: Acciai da nitrurazione

e ISO/DIS – agosto e settembre 2021 prEN – progetti di norma europei

furnace (with preheating) (ISO 15349-

prEN 10107

2:2021)

Grain-oriented electrical steel strip and sheet delivered in the fully processed state

ISO 16842:2021

Norme UNSIDER ritirate da UNI nei mesi di luglio e agosto 2021

Metallic materials — Sheet and strip —

prEN 14870-1 rev

Biaxial tensile testing method using a

Petroleum and natural gas industries -

cruciform test piece

Induction bends, fittings and flanges for pipeline transportation systems - Part

UNI EN 10085:2003

Acciai da nitrurazione - Condizioni tecniche di fornitura

ISO 15349-2:2021 Unalloyed

steel

1: Induction bends (ISO 15590-1:2018,

—

Determination

modified)

low carbon content — Part 2: Infrared

Norme UNSIDER pubblicate da CEN e ISO nei mesi di luglio e agosto 2021

absorption method after combustion in an induction furnace (with preheating)

Metal bellows expansion joints for pressure applications

the

physical

and

mechanical properties of steels using models EN 10222-2:2017+A1:2021

Steel forgings for pressure purposes Part 2: Ferritic and martensitic steels with specified elevated temperatures properties EN 10222-4:2017+A1:2021

Steel forgings for pressure purposes - Part 4: Weldable fine grain steels with high proof strength EN 10253-2:2021

Butt-welding pipe fittings - Part 2: Non alloy and ferritic alloy steels with specific inspection requirements

La Metallurgia Italiana - Settembre 2021

prEN 14870-4 Petroleum and natural gas industries Induction bends, fittings and flanges for

ISO 14737:2021

EN 14917:2021

Determination

phase

industries - Tees, bends and reducers for

Norme UNSIDER pubblicate da UNI

EN 10373:2021

production efficiency in the operating

EN 10374:2021

Norme pubblicate e progetti in inchiesta (aggiornamento 01 settembre 2021)

pipeline transportation systems - Part 4:

Carbon and low alloy cast steels for general

Factory cold bends (ISO 15590-4:2019,

applications

modified)

ISO 12135:2021

prEN 14161

Metallic materials — Unified method of test

Petroleum

and

natural

gas

industries

for the determination of quasistatic fracture

- Pipeline transportation systems (ISO

toughness

13623:2017, modified)

ISO 4954:2021

prEN 14163

Steels for cold heading and cold extruding

Petroleum and natural gas industries Pipeline transportation systems - Welding

ISO 15590-2:2021

of pipelines (ISO 13847:2013, modified)

Factory bends, fittings and flanges for

prEN ISO 23936-1

Petroleum and natural gas industries — pipeline transportation systems — Part 2: Fittings

Petroleum,

petrochemical

and

natural

gas industries - Non-metallic materials in contact with media related to oil and gas

ISO 15177:2021

Hot-rolled twin-roll cast steel sheet of

production - Part 1: Thermoplastics (ISO/ DIS 23936-1:2021)

commercial quality ISO/TS 3250:2021

prEN ISO 35102 Petroleum and natural gas industries -

Petroleum, petrochemical and natural gas

Arctic operations - Escape, evacuation and

industries — Calculation and reporting

rescue from offshore installations (ISO pagina 74

Atti e notizie - AIM news Environmental life cycle assessment and

35102:2020)

recycling of ductile iron pipes for water applications

EN 13480-3:2017/prA5:2021 Metallic industrial piping - Part 3: Design and calculation

Progetti UNSIDER al voto FprEN e

prEN ISO 2566-1 Steel - Conversion of elongation values Part 1: Carbon and low alloy steels (ISO/ FDIS 2566-1:2021)

ISO/FDIS – agosto e settembre 2021 FprEN – progetti di norma europei FprEN ISO 10113

prEN ISO 2566-2

Metallic materials - Sheet and strip -

Steel - Conversion of elongation values

Determination of plastic strain ratio (ISO/

- Part 2: Austenitic steels (ISO/FDIS 2566-

FDIS 10113:2019)

2:2021)

ISO/DIS

–

internazionali

progetti

norma

–

internazionali

progetti

norma

ISO/PRF 8840

ISO/DIS 23991 Irrigation

ISO/FDIS

Refractory materials — Determination of

applications

ductile

iron

bulk density of granular materials (grain

pipelines — Product design and installation

density)

ISO/DIS 23936-1

ISO/FDIS 2566-1

Petroleum, petrochemical and natural gas industries — Non-metallic materials in

Steel — Conversion of elongation values — Part 1: Carbon and low alloy steels

contact with media related to oil and gas production — Part 1: Thermoplastics

ISO/FDIS 2566-2 Steel — Conversion of elongation values —

ISO/DIS 15211

Part 2: Austenitic steels

by the continuous hot-dip process, of

ISO/FDIS 21052

Steel sheet, twin-roll cast, zinc-coated structural quality and high strength

Restrained joint systems for ductile iron pipelines — Calculation rules for lengths to

ISO/DIS 15208

be restrained

Continuous hot-dip zinc-coated twin-roll cast steel sheet of commercial quality ISO/DIS 15179

Hot-rolled twin-roll cast steel sheet of structural quality and high strength steel ISO/DIS 11257 Iron

ores

for

shaft

direct-reduction

feedstocks — Determination of the lowtemperature

reduction-disintegration

index and degree of metallization ISO/DIS 4370

La Metallurgia Italiana - September 2021

pagina 75

Collana Tecnica AIM Il diagramma di stato Fe-C e le curve TTT

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Le prove non distruttive Corrosione e protezione dei metalli Tenacità e resistenza a fatica delle leghe metalliche Progettualità e corrosione

Archeometallurgia Manuale della difettologia dei getti pressocolati Schiume metalliche Controllo delle deformazioni e raddrizzature dei pezzi temprati L’incertezza e il caos nei laboratori Siderurgia Tecniche sperimentali per la caratterizzazione dei materiali La metallurgia nelle tecnologie di produzione

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La Metallurgia Italiana, n.9 settembre 2021

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E. Bolli, A. Fava, S. Kaciulis, A. Mezzi, R. Montanari, A. Varone.................................................................... pag