La Metallurgia Italiana - Settembre 2019 by aimnet3

Metallurgia Italiana

International Journal of the Italian Association for Metallurgy

n. 9 Settembre 2019 Organo ufficiale dellâ&#x20AC;&#x2122;Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909

metallurgia sicura

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Safety first: come trasformare una priorità in un valore aziendale 30 ottobre 2019, Aosta c/o Cogne Acciai Speciali 6 novembre 2019, Vicenza c/o AFV Acciaierie Beltrame 13 novembre 2019, Brescia / Roncadelle c/o Almag

Organizzato da

CENTRO DI STUDIO AMBIENTE E SICUREZZA

Corso valido come aggiornamento quinquennale perASPP/RSPP/Dirigenti (art. 37 comma 7 del Decreto Legislativo 9 aprile 2008 n. 81 e s.m.i.)

presentazione L’obiettivo del Corso è quello di presentare argomenti relativi alla sicurezza e salute del lavoro proponendo alcune soluzioni concrete per promuovere la sicurezza come parte integrante del business e vero e proprio valore per l’azienda. Il Corso si svilupperà in modo modulare partendo dagli aspetti legati alla Valutazione dei Rischi ed al ruolo dei Preposti, ai metodi più efficaci per sviluppare un sistema di gestione partecipato che metta l’uomo al centro della prevenzione, approfondendo poi i temi legati ad impianti e macchine sicure. Il Corso è rivolto in particolare ai Dirigenti e Delegati per la Sicurezza, Responsabili del Servizio di Prevenzione e Protezione (RSPP), Addetti al Servizio di Prevenzione e Protezione (ASPP), ed ai Rappresentanti dei Lavoratori per la Sicurezza (RLS), agli EHS Manager. Inoltre, il Corso è utile per i Responsabili di Reparto o di Squadra, di produzione e di manutenzione e per i tutti i Preposti che non hanno una competenza specifica nel campo della sicurezza ma che si trovano a dover gestire persone, impianti, tecnologie, nel rispetto delle normative vigenti e delle direttive aziendali. Questo Corso si articola secondo la consolidata formula che prevede l’integrazione tra la presentazione di alcune tematiche da un punto di vista tecnico e normativo, la visita agli impianti produttivi, il confronto con i tecnici che li gestiscono attraverso casi concreti di applicazione. Questa impostazione consente ai partecipanti di aggiornare le proprie conoscenze teoriche e nello stesso tempo di osservare soluzioni implementate da alcune aziende operanti nel settore metallurgico. Il corso è valido come aggiornamento quinquennale per ASPP/RSPP e Dirigenti per tutti i settori ATECO (art. 37 comma 7 del D.Lgs. 9 aprile 2008 n.81 e s.m.i.). La seconda giornata di Corso (6 novembre) è valida come aggiornamento per formatori (d.m. 6/6/2013). Il programma completo è disponibile sul sito: www.aimnet.it

Coordinatori del corso: Ettore Bordon, Valerio Forti, Matteo Gelmi

Via F. Turati, 8 · 20121 Milano Partita IVA: 00825780158 Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: aim@aimnet.it www.aimnet.it

La Metallurgia Italiana

Metallurgia Italiana

International Journal of the Italian Association for Metallurgy

n. 9 Settembre 2019 Organo ufficiale dell’Associazione Italiana di Metallurgia. Rivista fondata nel 1909

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

n. 9 Settembre 2019

Anno 111 - ISSN 0026-0843

Direttore responsabile/Chief editor: Mario Cusolito Direttore vicario/Deputy director: Gianangelo Camona Comitato scientifico/Editorial panel: Marco Actis Grande, Paola Bassani, Massimiliano Bestetti, Wolfgang Bleck, Franco Bonollo, Bruno Buchmayr, Irene Calliari, Enrique Mariano Castrodeza, Emanuela Cerri, Lorella Ceschini, Vladislav Deev, Andrea Di Schino, Bernd Kleimt, Carlo Mapelli, Roberto Montanari, Marco Ormellese, Mariapia Pedeferri, Massimo Pellizzari, Pedro Dolabella Portella, Barbara Previtali, Evgeny S. Prusov, Dario Ripamonti, Dieter Senk, Du Sichen, Karl-Hermann Tacke, Stefano Trasatti Segreteria di redazione/Editorial secretary: Valeria Scarano Comitato di redazione/Editorial committee: Federica Bassani, Gianangelo Camona, Mario Cusolito, Carlo Mapelli, Federico Mazzolari, Valeria Scarano Direzione e redazione/Editorial and executive office: AIM - Via F. Turati 8 - 20121 Milano tel. 02 76 02 11 32 - fax 02 76 02 05 51 met@aimnet.it - www.aimnet.it

Metallurgia fisica / Physical Metallurgy Approccio multiscala nell’analisi microstrutturale di leghe di alluminio: dal componente fino agli atomi per comprendere il comportamento di nuove leghe P. Bassani, M. Albu, E. Gariboldi 7 Assorbimento di idrogeno nella lega ad alta entropia TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo U. Spaliviero, M.G. Poletti, L. Battezzati, M. Baricco 14

Leghe leggere / Light Metals Rivestimenti via Electrospark Deposition in lega A357: microstruttura e difettosità P. Leo, G. Renna 22

Attualità industriale / Industry news

siderweb

Manifestazioni AIM

LA COMMUNITY DELL’ACCIAIO

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Acciai micro-legati al vanadio per componenti forgiati: design metallurgico e proprietà a cura di: M.Calderini, A.Di Schino, S. Mengaroni, G. Napoli, C. Zitelli 33 Resistenza di filettature contenenti difetti in componenti di lega di alluminio prodotti con colata a pressione a cura di: R. Doglione 39 Atti e notizie / Aim news Calendario eventi internazionali

Rubrica dai Centri

Normativa 55

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prove non distruttive 20-21 novembre 2019, Milano (c/o Centro Congressi Fast) Organizzato da

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CENTRO DI STUDIO CONTROLLO E CARATTERIZZAZIONE DEI PRODOTTI

presentazione Il Corso sulle Prove non Distruttive (PND o CND) dell’Associazione Italiana di Metallurgia data agli albori di queste tecniche di indagine su materiali e componenti. Queste tecniche e metodi di prova si sono poi sviluppati con grande rapidità ed ampiezza e sono di grande interesse per moltissimi settori, oltre che per la siderurgia. L’AIM ripropone ciclicamente un corso di informazione indirizzato ai siderurgici ma anche a tutti coloro che sono interessati alle problematiche generali dei CND: innovazioni, efficacia diagnostica, CND non tradizionali, settori di applicazione. Il Corso è volto a fornire strumenti conoscitivi per scegliere le tecniche più adatte a valutare la difettosità di materiali e componenti e stabilire in quali fasi produttive sia opportuno effettuare i controlli. Il Corso è indirizzato ai tecnici coinvolti con le problematiche qualitative, dalla progettazione alla fabbricazione ai controlli in servizio, con particolare riguardo a quelli di sicurezza. Il Corso non ha quindi lo scopo di formare gli addetti alle PND, ma è un utile strumento per fornire una panoramica esaustiva sullo stato dell’arte e sulle tecniche più diffuse ed in questo senso costituisce titolo valido per l’aggiornamento ed il mantenimento delle certificazioni degli addetti alle CND di livello III. Per i motivi suaccennati non è tuttavia necessario ai partecipanti possedere le conoscenze di base nel campo dei CND. Il corpo docenti è composto di esperti del settore in buona parte appartenenti anche all’Associazione Nazionale Prove non Distruttive (AIPND), che ringraziamo sentitamente per la collaborazione, ed è arricchito da una qualificata rappresentanza di costruttori di apparecchiature.

Coordinatori del Corso: Ezio Trentini, Mario Cusolito

Via F. Turati, 8 · 20121 Milano Partita IVA: 00825780158 Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: met@aimnet.it www.aimnet.it

l’editoriale

Leghe leggere

La Metallurgia Italiana La Metallurgia Fisica è uno dei principali settori della Metallurgica che si occupa dello sviluppo della microstruttura dei metalli al fine di ottenere le proprietà desiderabili richieste nelle applicazioni tecnologiche.

La scoperta di tante leghe metalliche innovative e importanti per l’industria si è basata senza dubbio sulla conoscenza fondamentale delle correlazioni tra processi, microstruttura e proprietà. La Metallurgia Fisica si è evoluta negli anni come quella disciplina il cui scopo è stato quello di studiare i fenomeni

Emanuela Cerri Presidente del Centro di Studio AIM Metallurgia Fisica e Scienza dei Materiali Docente di Metallurgia D.I.A. - Università di Parma

microstrutturali e fornire i principi fondamentali di queste correlazioni. Lo sviluppo di avanzate tecniche di caratterizzazione dei materiali (SEM, TEM, XRD, alte risoluzioni, EBSD, EDS, etc.) e della modellizzazione su scala macro, meso, micro e nano della microstruttura, ha sicuramente incrementato il livello di comprensione dei principi base che regolano il comportamento dei materiali metallici. In questa ottica, la Metallurgia Fisica può considerarsi attualmente, non solo come una scienza di natura descrittiva dei fenomeni che regolano il comportamento dei metalli, ma è pronta per un ulteriore step e cioè essere considerata una scienza che progetta e designa il materiale metallico per la specifica applicazione.

Nell’ambito delle richieste di pubblicazione che “La Metallurgia Italiana” riceve, il numero dei lavori inerenti l’ambito della Metallurgia Fisica sta incrementando; da qui l’esigenza di dedicare un numero specifico. In AIM esiste anche un Comitato di Metallurgia Fisica e Scienza di Materiali che tende a promuovere Giornate di Studio, Corsi e sessioni nell'ambito di Convegni AIM su argomenti di Metallurgia Fisica.

Buona lettura!

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

International Meeting

METALS FOR ROAD MOBILITY Kilometro Rosso | Bergamo (Italy)

21-22 November 2019

Scope

Topics

The Meeting will focus on the development and innovation of the metallic materials used for the car body structures, equipments and the new propulsion architectures that will condition the mobility technologies in the next years. The attention will be devoted, in particular, on cast irons, steels, aluminium and magnesium alloys. The discussion will involve the microstructural aspects and the technological ones for the production of high performance and reliable materials to fit the safety and the environmental requirements of both current regulation and its upcoming evolution. MeMo aims at providing a forum for information transfer among producers, components manufacturers and suppliers, research and academics, designers and engineers, active in the mobility (automotive and trucks) field. Trends and future of automotive sector will be widely discussed during the plenary session, organized by Siderweb in the second day of the Meeting. AIM is looking forward to welcoming you in Bergamo!

The Meeting will be performed through invited presentations and speeches selected from abstracts sent by authors and companies interested in sharing their updated knowledge on the following topics: • Steel plates, bars, rods and wires • Cast iron castings • Light alloy castings • Aluminium extruded profiles • Use of tube and tubular components • Metal alloys for the car body, engine, mechanical transmission components, bolts and fasteners • Gears, bearings and shafts • Mechanical / Corrosion performances • Prediction of product performances • Environmental performance and safety aspects • Life Cycle Assessment • Failure analysis and prevention • Joining performances • Metal plastic drawing, metal blanking and fine blanking • Forging and forming • Foundry solutions • High / Low Pressure Die Casting • Investment casting • Powder Metallurgy • Additive Manufacturing (3D printing of metal alloys) • Heat treatment • Welding • Zinc and Aluminium coating for steels • Process simulation, control and optimization • Surface engineering • Metals extrusion • Market perspectives

Organized Secretariat

Via F. Turati, 8 · 20121 Milano · Italy Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: aim@aimnet.it · www.aimnet.it/memo.htm

www.aimnet.it/memo.htm

Metallurgia fisica

Approccio multiscala nell’analisi microstrutturale di leghe di alluminio: dal componente fino agli atomi per comprendere il comportamento di nuove leghe. P. Bassani, M. Albu, E. Gariboldi

Tra le leghe leggere, senza dubbio le più utilizzate sono le leghe di alluminio: un’ampia gamma di composizioni, a partire da leghe per fonderia fino a quelle da deformazione plastica, e da trattamento termico, è a disposizione del progettista, per adattarsi alle varie applicazioni. Nonostante ciò, vi è una continua ricerca di nuove leghe per incrementare ulteriormente la resistenza meccanica ed il campo delle temperature di esercizio, oltre che per soddisfare le esigenze di nuove tecniche di produzione. In parallelo, è necessario conoscere e comprendere al meglio gli effetti microstrutturali, anche secondari, sulle proprietà dei materiali. Un adeguato approccio multi-scala è consigliabile per interpretare al meglio le correlazioni tra microstruttura e proprietà di queste nuove o rivisitate leghe. Un esempio di questo approccio applicato ad una lega di alluminio da deformazione plastica e trattamento termico, studiata in vista di applicazioni ad alta temperatura, è descritto in questa memoria, unitamente ai problemi e soluzioni adottate. Vari aspetti della microstruttura della lega sono stati analizzati per comprenderne al meglio l’evoluzione durante la permanenza alle temperature di esercizio. La microscopia ottica ha fornito le informazioni relative all’aspetto generale della microstruttura e relative macro-caratteristiche. La microscopia elettronica è stata invece utilizzata per analizzare la dimensione dei grani, tessitura e natura delle fasi secondarie di maggiori dimensioni. I risultati di queste prime analisi sono stati utilizzati per la validazione di modelli di comportamento meccanico basati appunto su tessitura e dimensione del grano. Infine, per la comprensione del decadimento delle proprietà meccaniche a seguito di prolungato overaging, analisi TEM ad alta risoluzione (HR-TEM) si sono rese necessarie, per poter osservare ed analizzare l’evoluzione delle particelle rafforzanti di dimensioni minori.

PAROLE CHIAVE: ANALISI MICROSTRUTTURALE, LEGHE DI ALLUMINIO, SEM, HR-TEM, EBSD, RESISTENZA AD ALTA TEMPERATURA.

Introduzione Le leghe di alluminio sono utilizzate in moltissime applicazioni e non mancano articoli e memorie in cui ne vengono analizzate le proprietà in relazione alla specifica applicazione. Tra gli aspetti più considerati si possono citare, oltre alle proprietà meccaniche "classiche", la resistenza alla corrosione, la resistenza ad alta temperatura e più recentemente anche la processabilità mediante tecniche di additive manufactoring. Tutte queste proprietà sono strettamente legate alla microstruttura del materiale, e se una caratterizzazione limitata può essere sufficiente per un’indicazione di massima delle caratteristiche di un materiale commerciale, non può esserlo nel caso in cui si vogliano studiare l’influenza della composizione o di parametri di processo sulle proprietà del materiale. In quest’ultimo caso la microstruttura dovrebbe essere analizzata in dettaglio, a partire dagli elementi più macroscopiLa Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Paola Bassani

ICMATE, CNR Lecco Unit, Via Previati 1/E, Lecco, 23900, Italy

Mihaela Albu

Graz Center for Electron Microscopy (ZFE), Steyrergasse 17/III, A-8010 Graz, Austria

Elisabetta Gariboldi

Politecnico di Milano, Dipartimento di Meccanica, via La Masa 1, 20156 Milano, Italy

Physical Metallurgy ci, dell’ordine dei millimetri, fino alle caratteristiche più fini, nanometriche. Queste considerazioni sono state applicate nello studio del comportamento a creep di una lega da invecchiamento (Al4.0Cu-0.5Mg-0.8Si-0.9Mn-0.2Fe-0.04Ag). Provini per prove di creep sono stati estratti mediante lavorazione alle machine utensili da un semilavorato di forma assialsimmetrica. I risultati ottenuti hanno mostrato una forte dipendenza dalla direzione di prelievo [1,2]. La stessa lega, è stata successivamente confrontata con una lega simile avente maggior tenore di argento: i risultati hanno evidenziato un comportamento migliore della lega originaria nelle prove di creep di minor durata, mentre la lega modificata si è mostrata migliore nei test di maggiore durata [3]. È noto che vari fattori influenzano il comportamento a creep delle leghe di alluminio, tra cui la dimensione del grano, la tessitura, la presenza di precipitati grossolani e fini, oltre che il trattamento termico. Ciascuno di essi può essere chiamato in causa per spiegare alcuni aspetti del comportamento del materiale. Tuttavia, al fine di suggerire eventuali modifiche del processo produttivo per migliorare le performance, è importante poter chiarire il peso relativo di ciascun parametro, e possibilmente quantificarlo, in relazione alla specifica proprietà da migliorare. È stato quindi intrapreso uno studio multiscala, attraverso fasi successive, per evidenziale il ruolo di ciascun fattore. I primi aspetti considerati sono stati la dimensione e la forma dei grani, e la presenza di precipitati grossolani ai bordi

grano, facilmente osservabili mediante microscopia ottica [2]. Questi parametri si sono rivelati decisivi nell’influenzare la duttilità del materiale durante prove di trazione condotte su provini estratti lungo direzioni differenti del semilavorato di partenza. La microscopia ottica tuttavia non può fornire informazioni sulla composizione dei precipitati grossolani, se non di tipo qualitativo, attraverso la valutazione della differente colorazione. Tali informazioni possono essere ottenute attraverso analisi al microscopio elettronico a scansione (SEM) equipaggiato con sonda EDXS. Sempre attraverso l’uso della microscopia elettronica, abbinata ad un sistema EBSD (Electorn BackScattered Diffraction), è possibile ricavare anche informazioni di tipo cristallografico, tra cui la tessitura della matrice [4]. Indicazioni sul comportamento termico e durante l’invecchiamento delle leghe di alluminio possono essere fornite dalle analisi DSC (Differential Scanning Calorimetry), tuttavia questo tipo di analisi non fornisce informazioni dirette sulla tipologia e dimensioni dei precipitati che danno origine al rafforzamento del materiale. Solo attraverso osservazioni a maggior risoluzione, quali quelle ottenibili attraverso microscopi SEM operanti con sorgente a emissione di campo (FEG-SEM) o microscopi elettronici in trasmissione (TEM), è possibile ottenere informazioni sulla morfologia, composizione, coerenza e orientamento di tali precipitati fino alla scala atomica [5,6]. In questa memoria è presentato un riassunto dei vari risultati ottenuti, con particolare riferimento alle analisi effettuate a maggior risoluzione.

Materiali e metodi Il materiale oggetto dello studio è una lega di alluminio avente composizione nominale Al-4.0Cu-0.5Mg-0.8Si-0.9Mn -0.2Fe-0.04Ag (% in peso). I campioni, destinati alle varie analisi sono stati prelevati da un semilavorato avente forma di cilindro parzialmente cavo di diametro 190mm e altezza 230mm, ottenuto mediante forgiatura (Figura 1-A). Al fine di facilitarne l’identificazione, in figura 1-A sono rappresentate la direzione longitudinale L, trasversale T e radiale R del componente. Dopo la deformazione plastica, il componente è stato sottoposto a trattamento termico T6 (solubilizzazione a circa 500°C, ed invecchiamento artificiale a 160°C per16 ore). Prove di creep sono state condotte su provini campionati con asse di carico parallelo alle tre direzioni principali del semilavorato. I test sono stati eseguiti a carico costante a tre differenti temperature 150, 170 e 200°C (equivalenti a temperature omologhe nell’intervallo 0.44-0.49). I carichi utilizzati hanno portato a tempi di rottura variabili da poche ore per i valori più alti, a oltre 10000 ore per i carichi inferiori. Sono inoltre state eseguite prove meccaniche di tipo stress-strain a temperature nell’intervallo 20-200°C su campioni prelevati nelle direzioni L e T. I dettagli relative alle prove meccaniche

e ai test di creep sono riportati in altre pubblicazioni [1,5]. Le osservazioni metallografiche sono state condotte su campioni prelevati dal semilavorato iniziale, con superfici allineate con le direzioni di riferimento, e da sezioni longitudinali e trasversali di provini sottoposti a creep. Per le osservazioni con microscopia ottica e SEM i campioni sono stati preparati con normali tecniche di preparazione metallografica (spianatura con carte al carburo di silicio e lucidatura con panni diamantati). Un’ulteriore passaggio con Silice colloidale si è reso necessario per le osservazioni EBSD. I campioni per le osservazioni in trasmissione (TEM e T-SEM) sono stati preparati tramite elettrolucidatura e/o Ar ion-milling utilizzando il sistema Precision Ion Polishing System (PIPS, della Gatan Inc.), operando a 4kV e angoli di incidenza del fascio ionico inizialmente di 6° e 4° fino a perforazione del campione. Le osservazioni sono state condotte con il microscopio elettronico FEG-SEM SU70 Hitachi, a 20kV, dotato di detector per elettroni secondari (SE), retrodiffusi (BSE), e trasmessi (TE), oltre che di sistemi per analisi EBSD ed EDX. Le osservazioni ad alta risoluzione sono state effettuate con il microscopio a trasmissione FEI Titan G3 60–300 (S/TEM, probe corrected) dotato di sorgente a emissione di campo X-FEG Schottky operata a 300 kV (corrente di fascio 150 pA, diametro di fascio 1Å).

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Metallurgia fisica

Fig. 1 - A: Immagine del forgiato utilizzato, con indicazione delle direzioni di riferimento. B: Micrografia ottica relativa al piano RL; la direzione longitudinale è verticale nell’immagine.

Risultati e discussione La microstruttura del materiale è stata analizzata a vari ingrandimenti a partire dagli aspetti più macroscopici, tramite microscopia ottica fino alle osservazioni in trasmissione. I risultati delle osservazioni condotte con microscopia ottica sulle sezioni del componente hanno evidenziato una forte anisotropia della microstruttura correlata al processo produttivo di estrusione. I grani appaiono macroscopicamente allungati nella direzione longitudinale. Si è potuto anche osservare la consistente presenza di fasi secondarie, particelle globulari identificate come fase Al2Cu (fase θ) e particelle poligonali contenenti Fe, Mn, Si e Cu, di dimensioni micrometriche. La quantità e dimensione di tali particelle non ha mostrato significative variazioni nei campioni sottoposti a creep, rimanendo una popolazione sostanzialmente stabile. Tali particelle nella maggior parte dei casi sono localizzate nelle regioni di bordo grano e sono raggruppate in cluster più o meno estesi. Proprio quest’ultimo aspetto, in combinazione con la forma allungata dei grani, è il fattore principale nel determinare le differenze osservate nella duttilità e nella resistenza a creep di campioni prelevati lungo direzioni differenti del componente: in particolare si è osservato un miglior comportamento dei campioni con asse di carico parallelo alla direzione longitudinale, rispetto a i campioni prelevati in direzione R o T, che hanno mostrato comportamento similare [2]. Le fasi secondarie micrometriche agiscono infatti da punti di nucleazione per la formazione di microvuoti oltre che siti preferenziali per la propagazione delle cricche, come ben esemplificato in Figura 2. La prima micrografia mostra il profilo di frattura di un provino di creep prelevato in direzione radiale; è ben evidente come la frattura finale segua il

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profilo dei grani, in particolare quelli con maggior presenza di cluster di seconde fasi. La seconda micrografia mostra la formazione di microvuoti all’interfaccia tra matrice e seconde fasi, nella regione prossima alla superfice di frattura di un provino campionato in direzione T. I dati ottenuti dalle prove meccaniche e dalle osservazioni microstrutturali hanno permesso a Naumenko e Gariboldi di sviluppare un modello a fasi miste per esplicitare la correlazione tra forma allungata del grano e presenza di fasi secondarie nelle regioni di bordo grano, e le proprietà meccaniche. Il modello proposto considera il materiale come composto da due frazioni, con proprietà differenti, che sono l’interno dei grani e la regione di bordo grano [7], in tal modo è stato possibile riprodurre gli effetti non solo dell’anisotropia dei grani ma anche l’effetto negativo dei cluster di particelle.

Physical Metallurgy

Fig. 2 - A: Profilo di frattura di un provino di creep campionato in direzione R (temperatura di creep: 150°C, tempo di rottura 533 ore). B: danneggiamento da creep in un provino campionato in direzione T, in una regione di bordo grano caratterizzata dalla presenza di fasi secondarie (direzione di applicazione del carico parallela a T). Le direzioni di riferimento sono riportate in ciascuna figura.

I risultati delle prove di creep hanno mostrato inoltre, che indipendentemente dalla direzione di campionamento, al crescere della temperatura di prova, da 150° e 170°C a 200°C, si osserva una marcata riduzione delle proprietà del materiale. Analisi DSC condotte su campioni prelevati dai provini di creep hanno evidenziato che tale riduzione di proprietà è associata alla scomparsa del segnale corrispondente ai fenomeni di precipitazione nella lega (esaurimento della fase di nucleazione dei precipitati) [5]. Le analisi DSC possono quindi fornire informazioni sullo stato di invecchiamento e sovrainvecchiamento del materiale, ma non forni-

scono alcuna informazione sulle dimensioni e tipologia dei precipitati. Per chiarire questi aspetti si rendono necessarie analisi TEM. L’interesse nei confronti dell’analisi dei precipitati si è inoltre acuito a seguito del confronto tra i risultati della lega in esame e i risultati mostrati da una lega del tutto analoga, che tuttavia aveva un maggior contenuto di argento nella composizione: tale lega ha mostrato proprietà meccaniche inferiori nei test caratterizzati da tempi di creep brevi e bassa temperatura, viceversa i risultati erano decisamente migliori nei test di maggior durata e alle temperature più alte.

Fig. 3 - Risultati di analisi EBSD eseguite su due differenti sezioni A- sezione R-T B- sezione T-L. Per ciascuna analisi sono mostrate la mappa di qualità del pattern, le mappe di orientazione riferite alla terna di riferimento del campione EBSD (ND normal direction, RD rolling direction, TD transverse direction) e relativa legenda cromatica. Per facilitare l'interpretazione è anche indicata quale direzione coincide con la direzione L del forgiato.

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Metallurgia fisica Le analisi SEM e TEM sono state quindi primariamente rivolte allo studio dell’evoluzione della microstruttura, in particolare delle fasi indurenti, durante i test di creep. Le analisi EBSD hanno evidenziato l’assenza di una sensibile evoluzione della dimensione e orientazione dei grani cristallini del materiale: hanno tuttavia permesso di evidenziare la presenza di una tessitura, con orientazione preferenziale <100> e <111> nella direzione corrispondente alla direzione di forgiatura L del materiale. Inoltre, è stato possibile evidenziare la presenza di sottograni all’interno dei grani millimetrici, solo intuibili in microscopia ottica, ed allungati preferenzialmente in direzione L, e di una popolazioni di grani molto più piccoli, equiassici, senza evidente orientazione preferenziale, raccolti

in prevalenza nelle regioni di bordo grano (figura 3). Le osservazioni SEM (FEG-SEM) condotte su provini metallografici massivi hanno evidenziato la presenza di una notevole quantità di precipitati submicrometrici e nanometrici, senza però poter derivare informazioni circa la loro composizione e struttura (Figura 4-A). L’integrazione delle analisi EBSD con le osservazioni condotte in trasmissione su campioni assottigliati ha consentito di verificare la disposizione dei precipitati secondo piani preferenziali, oltre che la presenza di più popolazioni. In particolare, è stato possibile osservare zone impoverite ("depleted zones") accanto ai precipitati più grossolani, sia in zone interne al grano che in particolar modo in prossimità dei bordi grano. Figura 4D).

Fig. 4 - Osservazioni al SEM in modalità tradizionale A, su un campione preparato fino alla lucidatura con silice colloidale, e in modalità trasmissione (B, C e D) eseguite su un campione preparato mediante PIP. B - Mappa di orientazione ottenuta dall’analisi EBSD sovrapposta alla micrografia elettronica, con indicazione dell’orientazione di alcuni grani, C e D - Micrografie acquisite in trasmissione in zone caratterizzate dalle orientazioni rappresentate, ottenuta dall’analisi EBSD.

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Physical Metallurgy

Fig. 5 - Micrografie HR-TEM ottenute da un campione sottoposto a creep, osservato con il fascio elettronico allineato alla direzione <100>α della matrice. A: micrografia con tre differenti tipi di precipitati; B: Micrografia STEM HAADF di riferimento, C: immagine RGB ottenuta dalla sovrapposizione delle mappe ottenute mediante EDX relative a Cu (blu), Al (verde) e Si (rosso), che mostra come la maggior parte dei precipitati abbia composizione analoga alla fase θ (Al2Cu).

La conferma della tipologia e composizione dei diversi precipitati è stata ottenuta tramite analisi HR-TEM, condotte posizionando il campione di modo da allineare il fascio elettronico a specifiche direzioni cristallografiche della matrice, ad esempio <100>α, o <110>α, (Figura 5). Infatti è necessario avere un ottimo allineamento tra direzioni cristallografiche della matrice e fascio elettronico per poter ottenere micrografie ad alta risoluzione. Le analisi EBSD, fornendo informazioni circa l’orientamento cristallografico dei vari grani rispetto alla superficie del campione, hanno potuto suggerire quali aree del campione presentassero le migliori possibilità di un corretto allineamento. Per esempio, la regione di figura 4-C presenta un’orientazione che consente facilmente di raggiungere, durante le osservazioni HRTEM, l’allineamento lungo la direzione <100>α , viceversa il grano visibile nella parte inferiore della micrografia 4-D

richiederebbe rotazioni importanti del portacampioni per poter raggiungere un buon allineamento. I risultati hanno evidenziato la presenza di tre popolazioni di precipitati coerenti, caratterizzate da composizione diversa, che evolvono in maniera differente durante le prove di creep. In particolare è stato possibile verificare la disposizione dell’Ag all’interno del materiale. L’argento è noto in letteratura per ridurre la velocità di ingrossamento dei precipitati [8]; è stato possibile verificare come la lega con maggior contenuto di Ag fosse caratterizzata dalla presenza di Ag all’interfaccia tra matrice e precipitati in un numero consistente di casi, mentre tale evenienza era molto ridotta nella lega originaria. E’ stato quindi possibile associare il differente comportamento meccanico delle due leghe all’effetto dell’Ag sulla crescita dei precipitati.

Conclusioni Il comportamento a creep della lega esaminata può essere correttamente interpretato e valutato solo considerando vari aspetti della microstruttura, a partire dagli elementi più macroscopici, dell’ordine dei millimetri, come la geometria del semilavorato forgiato, poi considerando gli aspetti micrometrici, quali dimensione e forma dei grani oltre che le fasi secondarie, ed infine le caratteristiche dei precipitati raffor-

zanti, di dimensioni nanometriche. I risultati ottenuti hanno consentito di comprendere l’evoluzione della microstruttura e conseguentemente fornire le basi per la modellazione teorica del comportamento del materiale e suggerire possibili strategie per ulteriore miglioramento delle proprietà.

Ringraziamenti Le attività di ricerca presentate in questa memoria sono state finanziate dall’European Union Seventh Framework Programme, Grant Agreement 312483 - ESTEEM2 (Integrated Infra-

structure Initiative II - progetto DRAGON-Aloa e progetto Tagifal), e dal programma di Short Term Mobility 2016 del CNR - Consiglio Nazionale delle Ricerche.

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Metallurgia fisica Riferimenti bibliografici [1]

E. Gariboldi, F. Casaro. Intermediate temperature creep behaviour of a forged Al–Cu–Mg–Si–Mn alloy, Materials Science and Engineering: A, Volume 462, Issues 1–2, 25 July 2007, Pages 384-388, https://doi.org/10.1016/j.msea.2006.04.153

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E. Gariboldi, K. Naumenko, O. Ozhoga-Maslovskaja, Analysis of anisotropic damage in forged Al-Cu-Mg-Si alloy based on creep tests, micrographs of fractured specimen and digital image correlations, Materials Science and Eng. A 652(2016) 175-185. Doi: 10.1016/j.msea.2015.11.090.

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E. Gariboldi, Effect of prior aging on the creep properties of 2xxx age-hardenable alloys, in ECCC Creep and Fracture Conference Proceedings, A. Tonti and A. Di Gianfrancesco editors, 2016, ISBN: 978-88-7484-510-1

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Physical Metallurgy

Assorbimento di idrogeno nella lega ad alta entropia TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo U. Spaliviero, M.G. Poletti, L. Battezzati, M. Baricco

La quantità di energia prodotta da fonti rinnovabili in continua crescita richiede l’utilizzo di un vettore energetico per l’immagazzinamento. Una possibile risposta è costituita dall’idrogeno, ma il suo stoccaggio risulta ancora problematico. Gli idruri metallici e leghe, in particolare a struttura cubica a corpo centrato, sembrano promettenti in questo ambito. Recentemente, sono state sintetizzate leghe ad alta entropia aventi questa struttura. In questo lavoro, è stato studiato l’assorbimento di idrogeno nella lega TiV 0.6Cr0.3Zr0.3NbMo costituita da una soluzione cubica a corpo centrato insieme a frazioni di composti intermetallici. La pressione di assorbimento nella soluzione solida è di 10 bar, mentre per pressioni superiori (oltre 50 bar) si innesca la trasformazione metallo-idruro. Mediante analisi calorimetrica e diffrazione di raggi X delle polveri di lega sottoposte ad idrogenazione, si è osservato che il materiale inizia a desorbire idrogeno a temperature prossime ai 55 °C, con un massimo di velocità a circa 75 °C. La quantità massima di idrogeno immagazzinata è stata determinata a 300 °C pari a circa 1.2% in peso, equivalente a circa 88 Kg di idrogeno per m3 di lega. La presenza in lega sia di elementi affini che non affini all’idrogeno, porta ad una buona capacità di stoccaggio e una bassa temperatura di lavoro.

PAROLE CHIAVE: LEGHE AD ALTA ENTROPIA - IDRURI - IMMAGAZZINAMENTO DI IDROGENO DIFFRAZIONE DEI RAGGI X -CALORIMETRIA

Introduzione Le innumerevoli problematiche causate dall’utilizzo di combustibili fossili sono ormai chiare e innegabili. La diffusione delle fonti di energie rinnovabili è pertanto una prerogativa assoluta per lo sviluppo futuro1. L’idrogeno è uno dei candidati come vettore energetico per l’immagazzinamento dell’energia prodotta da fonti rinnovabili2, ma il suo stoccaggio risulta ancora problematico. Una promettente risposta si può trovare nella capacità di certi metalli e leghe di immagazzinare idrogeno sotto forma di idruri. Questi materiali presentano alte densità di energia immagazzinata, ma basse densità gravimetriche3. Tra i sistemi formatori di idruri, quelli più performanti sono i composti intermetallici della tipologia AB, AB2, e AB5 (dove A rappresenta un elemento affine e B un elemento non affine all’idrogeno) e le leghe con struttura BCC (cubica a corpo centrato)4,5,6. Negli anni recenti, le leghe ad alta entropia (HEAs) con struttura BCC sono state proposte come materiali per l’assorbimento di idrogeno7. Il termine HEAs, proposto da Yeh et al. nel 2004,8 indica leghe costituite da cinque o più elementi con un rapporto equimolare o che vari dal 5 al 35%.

In generale, una lega può essere considerata ad alta entropia se l’entropia configurazionale supera il valore di 1.5 volte R, dove R è la costante dei gas. Questa tipologia di materiali presenta delle caratteristiche meccaniche peculiari (elevato sforzo a rottura, elevata tenacità, elevata resistenza alla corrosione), che ne hanno incentivato lo studio negli anni recenti9,10,11. In particolare, è stato proposto un modello per prevedere la struttura di HEAs con nuove composizioni tramite l’uso di mappe empiriche, basate su caratteristiche steriche, di elettronegatività ed elettroniche degli elementi costituenti la lega 12.

U. Spaliviero, M.G. Poletti, L. Battezzati, M. Baricco Dipartimento di Chimica e NIS, Università di Torino Via P.Giuria, 7 10125 Torino

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Metallurgia fisica Le HEAs hanno dimostrato qualità interessanti per l’assorbimento di idrogeno, in quanto la distorsione del reticolo, intrinseco in questa tipologia di leghe aventi elementi di diversa dimensione, incrementa la capacità di immagazzinamento rispetto agli elementi puri 13. Inoltre, la stabilizzazione entropica permette, entro certi limiti, di ottenere soluzioni solide con elementi che tenderebbero altrimenti a smiscelare oppure formare composti intermetallici. Facendo uso delle mappe empiriche recentemente elaborate 12, è stata individuata una nuova formulazione di composizione non-equimolare TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo. Essa contiene sia elementi affini all’idrogeno, che formano quindi degli idruri stabili (Ti, V, Zr e Nb), sia elementi poco affini all’idrogeno (Cr e Mo). Questa combinazione di elementi può portare ad un buon compromesso tra la necessità di immagazzinare una elevata quantità di idrogeno, mantenendo al tempo stesso una temperatura di assorbimento e desorbimento prossima all’ambiente. Materiali e metodi La metodologia di sintesi e la caratterizzazione microstrutturale della lega in studio sono già state riportate in un precedente lavoro14. Prima di eseguire i test per l’assorbimento di idrogeno, il materiale ha richiesto un processo di attivazione15. Questo processo è necessario per ridurre eventuali ossidi superficiali che si possono essere formati durante il

Risultati e discussione In Figura 1 è riportato il diffrattogramma di raggi X ed un’im-

processo di sintesi e per creare nuove superfici attive per l’assorbimento di idrogeno. Per questo, il campione è stato riscaldato a 25 °C/min fino a 500 °C, per poi mantenerlo in isoterma per 70 minuti, 10 dei quali ad una pressione di 50 bar di idrogeno e 60 in condizioni di vuoto (10 -2 mbar). I processi di assorbimento e desorbimento di idrogeno sono stati studiati tramite un calorimetro differenziale a scansione HP-DSC Netzsch DSC 204 Phoenix, operante con una velocità di scansione 10 °C/min e con una pressione di idrogeno pari a 10 bar. Con queste analisi è stato possibile evidenziare l’intervallo di temperatura di desorbimento del materiale. La capacità massima di assorbimento di idrogeno nella lega è stata valutata mediante un metodo volumetrico di Sievert, utilizzando una Pressure - Composition - Isotherm (PCI) Measurement Units della Advanced Materials Corporation (AMC). Le variazioni strutturali della lega sono state monitorate durante le diverse fasi di idrogenazione e di deidrogenzione tramite diffrazione di raggi X utilizzando un diffrattometro Panalytical Xpert Pro MPD con geometria in trasmissione, con una sorgente con anodo di rame (Kα1= 1.54050 Å, K α2=1.54434 Å, Kβ=1.39217 Å). Il campione è stato ridotto in polvere prima di effettuare le analisi. Le osservazioni microstrutturali sono state eseguite in microscopia elettronico a scansione (SEM) Zeiss EVO 50 XVP—LaB6 con detector per elettroni retrodiffusi (BSE) ad ingrandimenti compresi tra i 400X e i 1500X.

magine SEM in modalità BSE della HEA TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo dopo la preparazione in forno ad arco (condizione as-cast)14.

Fig. 1 - Diffrattogramma di raggi X (A) e immagine SEM in modalità BSE (B) della lega HEA TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo as-cast. La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Physical Metallurgy Il materiale è costituito da una soluzione solida BCC. In aggiunta, si osservano alcuni picchi di diffrazione con bassa intensità, attribuibili a una fase di Laves C15 ricca in Zirconio. Dalle immagini SEM si osserva una microstruttura dendritica, tipica di una solidificazione in forno ad arco. A maggiori ingrandimenti, la fase di Laves è osservabile nella zona interdendritica. La soluzione solida ha parametro di cella pari a 3.1951(4) Å mentre quello della fase di Laves è 7.38(1) Å. Considerando che la fase soluzione solida BCC ha stechiometria approssimabile a quella della composizione della lega data la piccola frazione di fase secondaria, è possibile calcolare un parametro di cella teorico come media pesata dei parametri di cella degli elementi costituenti. Per il Titanio e lo Zirconio che hanno struttura esagonale a temperatura ambiente si può stimare quale sia il parametro di una cella BCC con un approccio di tipo geometrico. Considerando un impacchettamento di sfere rigide, i parametri di cella della fase esagonale e di quella cubica a corpo centrato sono espressi in funzione del raggio dell’elemento costituente come segue a

hcp

=2r

bcc

= 4r⁄ √3

Eguagliando le due equazioni per il raggio si ottiene a

bcc

= 2a hcp

⁄√3

Dai parametri reticolari riportati in letteratura e dalle formule precedenti, sono stati ottenuti i seguenti parametri di cella per le strutture BCC dei metalli puri: Ti (3.3560 Å)16, V (3.0287 Å) 17, Cr (2.8839 Å) 18, Nb (3.3063 Å) 19, Mo (3.1468 Å)20 e Zr (3.7320 Å)21. Considerando la composizione della lega in esame, ne consegue un parametro di cella della soluzione solida stimato pari a 3.2407 Å. Il valore del parametro reticolare ottenuto sperimentalmente per la fase BCC (3.1951(4) Å) risulta inferiore rispetto al valore calcolato. Questo risultato indica che gli elementi all’interno della soluzione solida tendono a contrarre la cella elementare, fenomeno che può essere correlato con una entalpia di miscela negativa22. Successivamente all’attivazione precedentemente descritta, si è eseguito un test di ciclabilità in HP-DSC ed i risultati sono mostrati in Figura 2. Il materiale è stato sottoposto a dieci cicli di riscaldamento e raffreddamento ad una pressione di 10 bar di idrogeno con scansione di temperatura di 10 °C/min.

Fig. 2 - Analisi HP-DSC del desorbimento d’idrogeno dalla lega TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo.

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Metallurgia fisica L’analisi DSC mostra un segnale di desorbimento di idrogeno in un ampio intervallo di temperatura, da circa 50 °C fino a 200 °C, con un massimo di velocità a circa 75 °C. Quindi la possibile temperatura di lavoro della lega è prossima alle condizioni ambientali. L’entalpia della trasformazione è quantificabile in circa 16.9 kJ/g. Mediante l’apparecchiatura volumetrica con il metodo di

Sieverts, è stata effettuata una analisi PCI per poter verificare la quantità di idrogeno immagazzinabile nella lega in funzione della pressione di H2. L’analisi è stata condotta a 300 °C, poiché dalla curva HPDSC si è osservato che a quella temperatura l’idrogeno risulta completamente desorbito dal materiale, garantendo così la reversibilità del processo.

Fig. 3 - Analisi PCI a 300 °C della lega TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo.

Dai risultati, mostrati in Figura 3, si può osservare che il materiale riesce ad immagazzinare circa l’1.2% in peso di idrogeno a 300 °C corrispondente alla pressione di idrogeno pari a 50 bar. Un aspetto interessante è che circa i 2/3 della massima quantità di idrogeno immagazzinabile sono assorbiti con soli 10 bar di pressione. Per poter confrontare i dati ottenuti con i valori di letteratura si normalizza per mole di idrogeno l’entalpia della trasformazione, così come ottenuta dall’analisi HP-DSC (Figura 2), ottenendo 2.8 kJ/molH2 Combinando le informazioni ottenute dall’analisi calorimetrica dove si osserva una bassa entalpia di desorbimento (molti materiali per l’assorbimento di idrogeno a queste temperature presentano entalpie maggiori: LaNi5 31.8 kJ/molH223, Ti0.8Zr0.2CrMn 24.6 kJ/molH 224), la modesta quantità di idrogeno assorbito e la forma della curva PCI che non presenta un plateau, si deduce che il materiale

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solubilizza l’idrogeno nella soluzione solida senza trasformazione metallo-idruro che potrebbe avvenire a pressioni più elevate. I risultati dell’analisi in diffrattometria di raggi X di un campione del materiale caricato con una pressione di 10 e un altro di 50 bar di idrogeno a diverse pressioni sono mostrati in Figura 4. Per ottenere il materiale carico si riscalda il campione a 300 °C e lo si lascia raffreddare sotto pressione. L’assorbimento di idrogeno genera una dilatazione della cella elementare della soluzione cubica a corpo centrato, come evidenziato dallo spostamento verso bassi angoli dei picchi di diffrazione per confronto con il materiale as-cast. La pressione più elevata (50 bar) non porta ad un ulteriore spostamento dei picchi di diffrazione della cella BCC. Si può pertanto dedurre che la dilatazione della cella nel materiale dopo assorbimento a 50 bar è simile a quella relativa al

Physical Metallurgy campione dopo assorbimento 10 bar e quindi che la soluzione solida è satura di idrogeno per questa pressione di idrogeno. Il parametro di cella è infatti di 3.306(1) Å per il campione sottoposto a 50 bar e di 3.298(1) Å per quello sottoposto a 10 bar. Dopo assorbimento a 50 bar si osservano dei nuovi segnali, attribuibili ad una struttura cubica a facce centrate (FCC). In letteratura è noto come l’idruro di

un metallo BCC abbia una struttura FCC25,26. Si può pertanto osservare che, nel corso del trattamento a 50 bar, si ha la saturazione di idrogeno nella struttura BCC e l’inizio della formazione del corrispondente idruro con struttura FCC. Il parametro di cella di questo idruro è di 4.410(1) Å, un valore confrontabile con quelli ottenuti per altri idruri di leghe ad alta entropia7.

Fig. 4 - Diffrattogrammi di raggi X della lega TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo dopo assorbimento di idrogeno a 10 bar (in rosso) e 50 bar (in verde). Il risultato ottenuto per il campione as cast viene riproposto per confronto (in nero).

Conclusioni In conclusione, si può affermare che la HEA di composizione TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo presenta una struttura quasi completamente BCC con alcuni precipitati di una fase di Laves C15. Dopo attivazione, la lega presenta bassa pressione di saturazione di idrogeno nella soluzione solida BCC. Si è osservato infatti che facendo assorbire idrogeno a 10 bar si può arrivare ad una espansione della cella elementare simile a quella che si ottiene sottoponendo il campione ad una pressione pari a 50 bar. A questa pressione il materiale inizia la trasformazione metallo-idruro, come evidenziato dalla presenza di picchi di diffrazione di una fase FCC. I risultati ottenuti suggeriscono che la stabilità della soluzione solida permette un modesto immagazzinamento di idrogeno a basse pressioni (10 bar) quantificabile in circa lo 0.7% in peso. Per pressioni maggiori (50 bar) si ha l’inizio della formazione della fase idruro, con struttura FCC, con un assorbimento di idrogeno pari a circa l’1.2% in peso, equivalente a 88 Kg/m3 di H2, un valore elevato se confrontato con quello delle bom-

bole di idrogeno gassoso compresso a 700 bar (circa 40 Kg/ m3)27. La lega ad alta entropia TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo presenta condizioni di assorbimento a bassa pressione e bassa temperatura, che la rendono interessante nell’ambito dell’immagazzinamento di idrogeno. Ci si può attendere che per pressioni di idrogeno più elevate di 50 bar sia possibile ottenere una completa trasformazione metallo-idruro e quindi incrementare la quantità di idrogeno immagazzinabile ma la quantificazione e la determinazione delle condizioni necessarie per la completa reversibilità delle reazioni di assorbimento e desorbimento di idrogeno necessitano di ulteriori studi.

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Metallurgia fisica

Hydrogen sorption in TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo High Entropy Alloy U. Spaliviero, M.G. Poletti, L. Battezzati, M. Baricco

The continuous growth in the use of renewable energy sources increasingly requires the presence of an energy carrier for their storage. One possible solution lies in the use of hydrogen, but its storage is still an open issue. Metal hydrides and alloys, specifically with body centred cubic structure, look promising for this goal. Recently, high entropy alloys having this structure have been synthesized. In this work, hydrogen sorption has been investigated in the TiV0.6Cr0.3Zr0.3NbMo alloy, which consists of a solid solution with cubic centred body structure, plus a fraction of intermetallic compounds. At 10 bar a solid solution is formed, while higher pressures (over 50 bar) induce the metal-hydride transformation. By calorimetric analysis and X-ray diffraction of hydrogenated samples, it has been found that the material begins to desorb hydrogen at temperatures close to 55 °C, with a maximum velocity at about 75 °C. The maximum quantity of stored hydrogen was determined at 300 °C equal to about 1.2% by weight, equivalent to about 88 kg of hydrogen per m3 of alloy. The presence in the alloy of elements with different affinity to hydrogen leads to a promising storage capacity, with sorption reactions at low working temperatures.

KEYWORDS: HIGH ENTROPY ALLOYS - HYDRIDES - HYDROGEN STORAGE X-RAYS DIFFRACTION - CALORIMETRY

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Light Metals

Rivestimenti via Electrospark Deposition in lega A357: microstruttura e difettosità P. Leo, G. Renna

L’ElectroSpark Deposition (ESD) è un processo di microsaldatura ad arco pulsato che utilizza impulsi elettrici di breve durata, generati dalla scarica di un condensatore, per trasferire il materiale di un elettrodo consumabile ad un substrato metallico. In questo studio sono stati caratterizzati, dal punto di vista microstrutturale e meccanico, rivestimenti in lega d’alluminio A357 realizzati su substrato omologo mediante ESD. In particolare, per realizzare i diversi rivestimenti in lega di alluminio, si sono utilizzate potenze di scarica variabili tra 33 e 438 W. I rivestimenti prodotti mediante il processo ESD sono stati analizzati con indagini in microscopia ottica ed elettronica a scansione. Essi sono di tipo strato su strato (layer by layer), componendosi di diversi strati sovrapposti. La microstruttura di ciascun strato, indipendente dagli specifici parametri di deposizione, esibisce una scala molto fine a causa delle elevate velocità di raffreddamento coinvolte nel processo. In particolare, all’interno del singolo strato si è osservata la presenza di dendriti prevalentemente colonnari accompagnata da evidente segregazione interdendritica. La durezza media dei rivestimenti non cambia in maniera significativa al variare dei parametri di processo considerati. I rivestimenti presentano difettosità diffusa quali vuoti di forma sferica, casuale e laminare. Per tutte le condizioni di deposizione la difettosità percentuale dei rivestimenti (area vuoti/area rivestimento) è inferiore all’8% e risulta prevalentemente distribuita in difettosità di tipo laminare. Tali difetti sono infatti molti più estesi di quelli sferici indipendentemente dai parametri di processo. La loro numerosità percentuale si riduce alle alte potenze di deposizione.

PAROLE CHIAVE: ELECTROSPARK - RIVESTIMENTI - MICROSTRUTTURA - DIFETTOSITÀ

Introduzione L’esigenza di utilizzare componenti con migliorate caratteristiche superficiali in relazione a severe condizioni di esercizio insieme a quella di ridurre i costi legati alla sostituzione di componenti danneggiati ha portato ad un crescente utilizzo dei processi di rivestimento e di riparazione. I più diffusi processi di deposizione (per esempio da fase vapore o a spruzzo) sono in genere caratterizzati da costi elevati delle apparecchiature e, talvolta, da lunghi tempi di deposizione [1]. Inoltre alcune tecnologie di riparazione caratterizzate da elevato apporto termico come ad esempio la saldatura TIG (Tungsten Inert Gas), PTA (Plasma Transferred Arc), EBW (Electron Beam Welding) e il Laser Cladding [2], non sono idonee a riparare leghe ampiamente usate in applicazioni aerospaziali (ad esempio le leghe di alluminio trattabili termicamente) poiché ne degradano le caratteristiche meccaniche [3, 4, 5]. Nell’ultimo decennio è stata quindi individuata una nuova tecnologia, idonea sia alla realizzazione di rivestimenti che alla riparazione di componenti, in grado di superare i limiti precedentemente esposti essendo caratterizzata da costi limitati dell’apparecchiatura

e basso apporto termico di processo: l’ElectroSpark Deposition (ESD) [1, 6-12]. L’ESD è un processo di microsaldatura ad arco pulsato che utilizza impulsi elettrici di breve durata (1-10 μs) generati dalla scarica di un condensatore, per saldare il materiale di un elettrodo rotante (vibrante/ oscillante) al substrato [13]. Quando l’energia del condensatore viene rilasciata, l’impulso di corrente elettrica genera un arco al plasma tra la punta dell’elettrodo ed il substrato, avente una temperatura massima che si aggira tra i 5000 ed i 25000 K in funzione della natura del gas di protezione adoperato e dalla corrente condotta dal plasma [14]. L’arco

Paola Leo, Gilda Renna Dipartimento di Ingegneria dell’Innovazione, Università del Salento, Via per Arnesano, Lecce 73100, Italy

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Leghe leggere al plasma fonde il materiale di substrato ed elettrodo. Una piccola quantità di materiale fuso dell’elettrodo è quindi accelerata verso il substrato producendo un riporto con una forte adesione [9]. Basandosi su impulsi elettrici di breve durata, l’apporto termico al substrato è talmente basso che le temperature medie raggiunte dallo stesso sono in genere inferiori agli 80°C [6, 14]. Grazie al basso input di calore, il processo non produce rilevanti distorsioni, ritiri, stress termici interni e soprattutto elimina [11, 12, 15, 16] o riduce a pochi micrometri [17] la zona termicamente alterata (fortemente indesiderata). Pertanto l’ESD risulta particolarmente idoneo al trattamento di substrati metallici sottili o anche sensibili al calore (ad es. leghe di alluminio della serie 2000) [11-16]. Inoltre, le elevate velocità di raffreddamento coinvolte determinano l’ottenimento di una microstruttura particolarmente fine [9, 18]. L’apparecchiatura si compone di un generatore di potenza che consente di impostare i parametri di deposizione e un porta-elettrodo. È leggera, di dimensioni ridotte e si presta ad essere movimentata con facilità garantendo la possibilità di eseguire interventi in loco senza necessità di smontare il componente [19, 20]. Il processo di deposizione può essere manuale o automatizzato. I depositi realizzati mediante ESD non sono ovviamente esenti da difettosità: i gradienti di temperatura generano l’innesco e l’espansione di cricche interne al deposito. A questi difetti laminari si aggiunge la presenza di difetti sferici, dovuti in gran parte a intrappolamento di gas e a vuoti formati tra punti di deposito adiacenti. Occorrono inoltre difetti a geometria casuale come, ad esempio, i tipici difetti a ponte generati dall’unione di difetti sferici e cricche [8, 11, 12]. La lega di alluminio A357, basata sul sistema Al-Si-Mg, è una lega da fonderia che ha un contenuto di Si di circa 7 wt. % e livelli tipici di Mg di ~0,7 wt. %. Tale lega viene generalmente formata attraverso il processo di colata in sabbia o conchiglia e mediante thixo colata. Le proprietà di questa lega dipendono fortemente dalla distribuzione degli elementi di lega Mg e Si nella matrice e dei precipitati di seconda fase Mg2Si. È ampiamente utilizzata in campo aerospaziale e dei trasporti grazie all’eccellente colabilità, resistenza alla corrosione ma soprattutto all’elevato rapporto resistenza/peso che la caratterizza e che è ulteriormente migliorabile mediante trattamento termico [21]. In particolare, in ambito automobilistico ha trovato nel corso degli anni svariati impieghi per la produzione di componenti motore come basamenti e teste, collettori d'aspirazione, pinze freno, scatole per la trasmissione, elementi di sospensione e cerchi. Mentre in ambito aerospaziale sono stati realizzati supporti motore negli aerei da combattimento e alettoni. Sfortunatamente, tali componenti sono continuamente sottoposti a danneggiamento durante la loro vita in esercizio (come ad esempio graffi, intagli, tacche, ammaccature, cricche e corrosione) e ad elevata usura. Se fornita nello stato T6 (solubilizzazione e invecchiamento al picco), la lega A357 non è adatta ad essere impiegata in applicazioni o La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

processi che richiedono elevate temperature perché suscettibile di addolcimento da sovrainvecchiamento [23-25]. La riparazione di questa lega mediante tecniche di fusione ad elevato apporto termico è inoltre ostacolata dalla forte tendenza alla formazione di porosità indotte dall’evoluzione di gas durante la solidificazione [26]. Gli indiscutibili vantaggi dell’utilizzo della tecnica ESD per realizzare rivestimenti e riparazioni anche in relazione alle specifiche proprietà e applicazioni della lega A357 hanno motivato l’interesse per questo lavoro in cui sono stati caratterizzati rivestimenti in lega A357 depositati, mediante ESD, su substrato omologo. In particolare è stata investigata la microstruttura e l’effetto dell’utilizzo di potenze crescenti sull’occorrenza di vuoti all’interno dei rivestimenti e sulla loro morfologia. Materiali e metodi La macchina ESD utilizzata per realizzare le diverse deposizioni è la “TechnoCoat Micro Depo Model 150”. I rivestimenti sono stati eseguiti manualmente a temperatura ambiente su substrato in lega A357-T61. Tale lega, colata in sabbia, è stata sottoposta ad un trattamento termico di solubilizzazione (540°C per 18h, seguito da un raffreddamento in acqua a 20-30°C) ed invecchiamento (200°C per 7h seguito da un raffreddamento in aria). La composizione chimica della lega A357 è riportata in Tabella 1. L’elettrodo consumabile utilizzato, di materiale omologo al substrato, ha diametro pari a 2.3 mm. Ciascun rivestimento è stato realizzato movimentando l’elettrodo lungo una stessa linea ed effettuando 50 passate consecutive. Il substrato è stato levigato con carta in SiC 800 grit prima della deposizione. Durante le deposizioni, la velocità di rotazione dell'elettrodo è stata mantenuta costante e pari a 1200 rpm. Tutte le deposizioni sono state realizzate in presenza di un flusso di Argon costante e pari a 17 L/min. Sono state realizzate otto deposizioni (Tabella 2) a potenza crescente, variando l’energia di scarica del condensatore (Es = 1/2 CV2) [11] e la frequenza di scarica su quattro livelli. La potenza di scarica del processo è stata calcolata come:

dove V è la tensione di carica del condensatore in Volt (V), C è la capacità in microFarad (µF) e f è la frequenza di scarica del condensatore in hertz (Hz). La designazione dei depositi in Tabella 2, con pedice crescente da s1 a s8, identifica livelli di potenza crescenti. I campioni ottenuti sono stati tagliati ortogonalmente alla direzione di avanzamento dell’elettrodo, inglobati e preparati per l’osservazione metallografica. Le sezioni trasversali sono state attaccate usando il reagente Keller (95 mL H2O, 2.5 mL HNO 3, 1.5 mL HCl, 1 mL HF). 23

Light Metals L’indagine microstrutturale è stata condotta al microscopio ottico (Nikon Model Epiphot 200) e al microscopio elettronico a scansione (Zeiss Evo) dotato di spettrometro a dispersione di energia (EDS). Per caratterizzare sia la morfologia del rivestimento che le difettosità presenti, si è utilizzato il software per l’analisi dell’immagine NIS Element AR, in dotazione al microscopio ottico. In particolare è stata eseguita un’analisi dei vuoti (difetti) presenti nella sezione trasversale dei depositi, in termini di morfologia e dimensione. La dimensione dei vuoti è stata identificata dal perimetro, diametro equivalente e area. In particolare, il diametro equivalente scelto nell’analisi stereologica dei difetti è il diametro di Feret. Il diametro di Feret è definito come la distanza massima tra le due parallele tangenti al perimetro del difetto. Mentre la morfologia dei vuoti è stata identificata dal fattore di circolarità anche detto fattore di forma (FF) e calcolato come:

Dove P è il perimetro e A è l’area del difetto. Così per un cerchio perfetto (difetto sferico), il fattore di forma sarà uno,

mentre per il difetto fortemente allungato e quindi laminare il FF sarà molto vicino allo zero. Sulla base del fattore di forma i difetti individuati sono stati distinti nelle tre seguenti classi: • Difetti laminari o cricche: 0 < FF ≤ 0,4 • Difetti a geometria casuale: 0,4 < FF ≤ 0,7 • Difetti sferici: 0,7 < FF ≤ 1 La microdurezza è stata misurata nella sezione trasversale dei depositi con un durometro Vickers applicando un carico pari a 300 gr per un tempo di indentazione di 15 s (HV 0.3/15). In particolare è stata valutata la microdurezza a 100 µm dall’interfaccia substrato/deposito sia nel deposito che nel materiale base, mediante sei indentazioni effettuate a distanza di 100 µm le une dalle altre. Le prove sono state eseguite in accordo con la normativa di riferimento (ASTM E-384). Lo spessore medio di ciascun rivestimento è stato valutato effettuando una media di cinque misure prese rispettivamente al centro dell’interfaccia substrato deposito e a ± 250 µm e ± 500 µm dallo stesso.

Tab.1 - Composizione chimica (wt %) della lega A357 / Chemical composition of the A357 aluminium alloy (wt.%).

Tab.2 - Piano sperimentale (Ar = 17 L/min) / Experimental plan (Ar = 17 L/min).

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Leghe leggere Risultati e discussione Microstruttura del Materiale Base La microstruttura della lega A357-T61 (Al-7Si-0,7Mg) è mostrata in Fig. 1. La sigla T61 indica che la lega è fornita nello stato invecchiato al picco dopo solubilizzazione. La lega di composizione ipoeutettica è composta da dendriti di α-alluminio separate da eutettico (Fig. 1a). L’eutettico è costituito da particelle di silicio sferoidizzate dalla fase

di solubilizzazione [27] (di colore grigio scuro in Fig. 1b) e da composti intermetallici ricchi di Fe (aciculari, di colore grigio chiaro) (Fig. 1b). Sulla base dello stato dell’arte [27], il ferro risulta combinato in composti ternari con Al e Si o binari Fe-Al mentre il Mg è in genere presente sotto forma di particelle indissolte Mg2Al3 e di particelle Mg 2Si (derivanti dalla fase di invecchiamento artificiale della lega). La microdurezza della lega è pari a 106 ± 1 HV0,3/15.

Fig. 1 - Micrografie ottiche (OM) del materiale base (senza attacco chimico) in cui si osservano: a) le dendriti di α-alluminio e b) le particelle di Si eutettico sferoidizzate e i composti aciculari a base di Fe / Optical micrographs (OM) of the base material (without chemical etching) showing: a) dendrites of α-aluminum and b) spheroidized eutectic Si particles and the Fe-based acicular compounds.

Microstruttura dei depositi Durante l’ESD l’arco elettrico generato tra la punta dell’elettrodo e il substrato è in grado di portare a fusione un piccolo volume di materiale sia del substrato che dell’elettrodo. In particolare, dall’elettrodo si generano piccole gocce di materiale che vengono accelerate dal campo elettrico verso il substrato e schiacciate sullo stesso. Per identificare la singola goccia di materiale dell’elettrodo, schiacciata sul substrato, in letteratura si utilizza il termine “splat” e la conseguente morfologia della superficie del deposito viene perciò definita “a splash”. Durante l’avanzamento dell’elettrodo, le gocce vengono depositate in sequenza sul substrato e il legame tra i singoli splat e tra splat e substrato fuso o parzialmente fuso genera sottili strati di materiale caratterizzati da ben definite interfacce di legame con il materiale precedentemente deposto [13, 17]. La Fig. 2 mostra la microstruttura di solidificazione parallela alla direzione di crescita del rivestimento A357. In particolare, in Fig. 2a viene riportata l’immagine al microscopio ottico (OM) del rivestimento come depositato, mentre la Fig. 2b mostra la morfologia microstrutturale nella regione centrale del rivestimento con attacco chimico. La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

È possibile chiaramente osservare (Fig. 2a) che il processo ESD è in grado di produrre un rivestimento denso con una buona adesione al substrato. Inoltre non sono presenti difettosità all’interfaccia, a differenza di quanto riscontrato per depositi via ESD in lega 2024 [8, 11, 12]. La microstruttura dei rivestimenti, indipendentemente dai parametri di processo, è caratterizzata da sottili strati sovrapposti (Fig. 2b) e perciò definita microstruttura strato su strato. Un esame mediante microscopia elettronica a scansione ha identificato una morfologia cellulare all'interno di ciascuno strato (Fig. 2c). Mentre, le Fig. 2d e 2e mostrano la zona di interfaccia rivestimento/substrato rispettivamente senza e con attacco chimico. Da tali micrografie si osserva chiaramente come l’interfaccia sia caratterizzata da una zona di mescolamento tra materiale dell’elettrodo e del substrato. Tale mescolamento risulta particolarmente evidente in Fig. 2f, che evidenzia la presenza di particelle di Si eutettico inglobate nella microstruttura cellulare del rivestimento.

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Fig. 2 - Analisi microstrutturale dei rivestimenti: a) micrografia ottica (OM) della sezione trasversale del rivestimento senza attacco chimico, b) OM della regione centrale della sezione trasversale del rivestimento dopo attacco chimico che mostra la tipica microstruttura strato su strato, c) micrografia SEM che evidenzia la morfologia di tipo cellulare all’interno di ciascuno strato (ingrandimento del punto A), d) OM della regione di interfaccia substrato/rivestimento senza attacco chimico, e) OM della regione di interfaccia substrato/rivestimento a seguito dell’attacco chimico e f) ingrandimento (micrografia SEM) della regione di interfaccia substrato/rivestimento / Microstructural analysis of the coatings: a) optical micrograph (OM) of the coating cross-section without chemical etching, b) OM of the central region of the coating cross-section after chemical etching showing the typical layer by layer microstructure, c) SEM micrograph showing the cell type morphology within each layer (magnification of point A), d) OM of the substrate/coating interface region without chemical etching, e) OM of the substrate/coating interface region after chemical etching and f) magnification (SEM micrograph) of the substrate/coating interface region. La durezza del substrato a 100 µm dall’interfaccia (Tabella 3) non esibisce significativi scostamenti da quella della lega come ricevuta confermando (come mostrato in Fig. 2e) che

il ridotto apporto termico del processo non deteriora microstruttura e proprietà meccaniche della zona di contatto.

Tab. 3 - Durezza del substrato a 100 µm dall’interfaccia (HV0.3/15) / Substrate average hardness value at 100 µm far from the interface substrate/coating (HV0.3/15)

Difettosità, durezza e spessore dei depositi I depositi sono affetti dalla presenza di difettosità (Fig. 3). Le principali difettosità riscontrate nei rivestimenti analizzati si presentano come vuoti di differente morfologia (sferica

o casuale rispettivamente n°1 e n°2 in Fig. 3b) e difetti laminari che si estendono sia perpendicolarmente all’interfaccia substrato/rivestimento che parallelamente ad essa.

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Leghe leggere

Fig. 3 - Difetti presenti all'interno dei rivestimenti: a) micrografia ottica e b) micrografia SEM che mostrano i difetti tipici del rivestimento: piccoli vuoti sferici (n° 1), vuoti di grandi dimensioni a forma casuale (n° 2) e porosità laminare (n° 3) / Defects within the coatings: a) optical micrograph and b) SEM micrograph showing the typical voids of the coating: small spherical voids (n°1), large, random shaped voids (n°2) and laminar porosity (n°3).

Nella Tabella 4 è riportata la difettosità percentuale nella sezione trasversale dei rivestimenti espressa come il rap-

porto tra l’area dei vuoti presenti e l’area del rivestimento.

Tab. 4 - Percentuale di area occupata dai difetti della sezione trasversale dei rivestimenti / Area percentage occupied by defects in the coatings cross-section.

Si osserva che l’area complessiva dei vuoti è contenuta (inferiore all’8% della superficie dei depositi) e non varia in maniera significativa con la potenza. La dispersione dei diametri equivalenti dei difetti in funzione del fattore di forma per potenze di valore estremo, rispettivamente 33 e 437 W (s1 e s8) è riportata in Fig. 4. Essa evidenzia che i difetti laminari sono caratterizzati dalla massima estensione e quelli sferici dalla minima. Inoltre la dimensione dei difetti sferici risulta contenuta e inferiore ai 30 µm, sia per la minima che per la massima potenza, mentre quella dei difetti casuali e laminari esibisce una maggiore variabilità. La numerosità percentuale dei difetti per ogni classe di fattore di forma (laminare, casuale e sferica), espressa come il numero di difetti in percentuale del numero di difetti totale in ciascun coating è riportato in Fig. 5.

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I grafici indicano che l’utilizzo di potenze di deposizione superiori ai 100 W comporta un evidente aumento della numerosità percentuale dei difetti a morfologia sferica e una riduzione di quelli a morfologia laminare.

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Fig. 4 - Distribuzione del diametro equivalente dei difetti in funzione del fattore di forma (FF) per: a) la minima (s1) e b) massima potenza di deposizione (s8) / Equivalent diameter distribution of defects as a function of shape factor (FF) for: a) lowest (s1) and b) highest deposition power (s8).

Fig. 5 - NumerositĂ dei difetti (in percentuale del numero totale) per classi di fattore di forma al variare della potenza: a) difetti laminari, b) difetti sferici e c) difetti casuali / Defects numerosity (as a percentage of the total number) as a function of shape factor (FF) at different process power: a) laminar defects, b) spherical defects and c) random shaped voids

Fig. 6 - Area occupata da difetti per classi di FF (in percentuale dellâ&#x20AC;&#x2122;area totale dei difetti) al variare della potenza di deposizione (P s) / Area occupied by defects for classes of shape factor (FF) (as a percentage of the defects total area) Vs the deposition power (P s).

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Leghe leggere L’area dei difetti per ogni classe di fattore di forma in percentuale dell’area totale degli stessi è riportata in funzione delle potenze di processo in Fig. 6. Si osserva che, per ogni deposito, la massima area occupata da difetti è dovuta alla presenza di difetti laminari e la minima alla presenza di quelli sferici. L’area percentuale impegnata dai difetti sferici è contenuta e piuttosto costante per i campioni processati a potenze inferiori ai 100W ed aumenta negli altri campioni. Al contrario, i massimi valori dell’area occupata da difetti a morfologia laminare si riscontrano invece nei campioni processati a basse potenze. La presenza di difetti laminari è insita nel processo di deposizione ESD che, essendo un processo ad elevata densità di energia e basso apporto termico, induce la formazione di cricche sia parallele (anche note come cricche di delaminazione) che perpendicolari all’interfaccia (vedi Fig. 3). Le prime sono più propriamente imputabili a scarso miscelamento del materiale dell’elettrodo con quello del substrato o strato precedentemente deposto, le seconde sono da attribuirsi più in generale agli elevati gradienti termici [28]. La numerosità percentuale dei difetti laminari tende a ridursi con la potenza (Fig. 6). Alle più elevate potenze di processo, si ha infatti un maggior volume di materiale dell’elettrodo che viene fuso ed anche una maggiore rifusione del materiale del substrato. Ciò comporta un miglior miscelamento/adesione del materiale fuso con quello rifuso che potrebbe contribuire alla riduzione delle delaminazioni. Inoltre, con la potenza di processo aumenta anche la temperatura del substrato e degli strati precedentemente deposti con la conseguente riduzione dei gradienti termici [9] che risultano quindi meno critici per l’innesco delle cricche. Nel caso in studio la riduzione delle difettosità laminari diviene significativa per potenze superiori ai 100 W (Fig. 5b) e, nonostante la maggiore variabilità della dimensione di tali difetti (Fig.

4), anche l’area percentuale da essi impegnata risulta inferiore rispetto ai valori assunti alle basse potenze di processo (Fig. 6). La numerosità e l’area percentuale dei difetti sferici tende invece ad aumentare con la potenza (Fig. 5b e 6). Tale tipo di difettosità è associata in letteratura sia alla generazione e successiva chiusura di asperità superficiali indotte dal processo di deposizione [29] che a porosità da gas. In genere, le asperità della superficie depositata aumentano in numero e divengono più pronunciate con la frequenza di scarica (f) [9]. Infatti, la superficie di ciascuno splat presenta ondulazioni imputabili all’azione delle forze del campo elettrico responsabili della spinta e schiacciamento dello splat sul substrato. Il numero di asperità risulta quindi legato al numero degli splat depositati nell’unità di tempo. Inoltre, all’aumentare della frequenza di scarica anche l’entità delle asperità aumenta perché è favorita la sovrapposizione tra le gocce deposte [9]. I valori dell’energia di scarica influenzano anch’essi le asperità superficiali. In particolare un aumento di Es, genera un aumento del volume di materiale fuso sia dell’elettrodo che del substrato contribuendo quindi ad introdurre nuove asperità o accrescere l’entità delle stesse [29]. Complessivamente quindi si osserva un aumento di numerosità dei difetti sferici e dell’area percentuale da essi impegnata al crescere della potenza. I valori medi di microdurezza dei depositi realizzati ai diversi parametri di processo, sono indicati in Tabella 5. Non si osservano significative variazioni di durezza al variare dei parametri di processo. Inoltre, la microdurezza del deposito è sempre inferiore a quella del substrato indipendentemente dai parametri di deposizione utilizzati. Essendo la microstruttura dei depositi estremamente fine, la minore durezza riscontrata potrebbe essere attribuita alla presenza di difettosità diffusa all’interno degli stessi.

Tab. 5 - Durezza media (HV300/15) dei rivestimenti / Average hardness value (HV300/15) of coatings.

Lo spessore del rivestimento aumenta con la potenza di spark (P s) (Fig. 7). All’aumentare della potenza infatti, una maggiore quantità di materiale dell’elettrodo viene fuso e deposto. Fa eccezione il campione s5 che, processato a P s= 87,7W esibisce invece uno spessore inferiore al campione s4 processato a P s= 67,5 W. Per processare il campione s5 si è utilizzata la più bassa energia di

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scarica pari a 0,22 J mentre per il campione s4 l’energia di scarica è pari a 0,75 J. Il minimo livello dell’energia di processo potrebbe aver determinato, per ogni scarica, l’espulsione di volumi di materiale dell’elettrodo estremamente ridotti [29, 30] e quindi, nonostante la frequenza di scarica elevata, uno spessore del coating inferiore a quello del campione s4.

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Fig. 7 - Andamento dello spessore medio del rivestimento in funzione della potenza / Average coating thickness trend as a function power (P s).

Conclusioni La caratterizzazione microstrutturale e meccanica dei rivestimenti realizzati via ESD sulla lega A357 ha portato alle conclusioni di seguito riassunte: •

Tutti i rivestimenti sono caratterizzati da un buon legame con il substrato ed esibiscono una microstruttura composta da strati sovrapposti di materiale depositato caratterizzati da ben definite interfacce. La morfologia microstrutturale degli strati è principalmente cellulare e la scala della microstruttura è fine grazie alle elevate velocità di raffreddamento indotte dall’ESD. Il substrato, per ogni condizione di deposizione, non esibisce zona termicamente alterata né difettosità all’interfaccia.

•

Tutti i rivestimenti sono caratterizzati dalla presenza di vuoti di forma sferica, casuale e laminare. L’area massima impegnata dai vuoti in percentuale dell’area depositata è pari all’8%.

•

Per tutti i parametri di processo, l’area impegnata dai difetti laminari è massima e quella impegnata dai difetti sferici minima. I difetti laminari hanno dimensione più estesa e maggiormente variabile (diametro equivalente ≤ 200 µm) mentre i difetti sferici sono dimensioni ridotte (diametro equivalente ≤ 30 µm).

•

All’aumentare della potenza, l’aumento della temperatura media del deposito e le velocità di raffredda-

mento più contenute determinano una riduzione della numerosità percentuale dei difetti laminari mentre l’aumento delle ondulazioni superficiali determina un aumento della numerosità percentuale dei difetti sferici. •

La durezza dei rivestimenti risulta indipendente dai parametri di processo settati ed inferiore a quella del substrato nonostante la microstruttura estremamente fine originatasi a seguito della solidificazione rapida. Tale riduzione di durezza nei rivestimenti si ritiene imputabile alla presenza di difettosità diffusa.

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15-16-22-23-29-30 ottobre 2019, Milano (c/o Centro Congressi Fast)

L’Associazione Italiana di Metallurgia propone la settima edizione del Corso Metallurgia per non Metallurgisti. L’iniziativa di formazione si rivolge a chi lavora con i materiali metallici e sovente non ha potuto ricevere in tempo opportuno le basi metallurgiche necessarie. Il Corso si sviluppa in sei giornate, suddivise su tre settimane consecutive, per garantire continuità e, nel contempo, limitare assenze prolungate dalle aziende. I docenti, scelti tra esperti noti in Italia e all’estero, di estrazione sia accademica che industriale, assicurano un mix di competenze difficilmente raggiungibili in altra sede. Il Corso è dedicato a persone non coinvolte in attività che richiedono una preparazione avanzata nei vari settori metallurgici, ma alle quali è sufficiente la conoscenza, l’interpretazione e la spiegazione della metallurgia nei più svariati settori tecnologici, applicativi, selettivi, ispettivi e di collaudo. “Metallurgia per non metallurgisti”, con un linguaggio per “non addetti ai lavori”, è rivolto a manager, personale di vendita e di acquisto, progettisti, ispettori e in generale a tutti coloro che devono lavorare e utilizzare materiali metallici, senza avere necessariamente una preparazione universitaria. Le lezioni, si susseguiranno tra loro in modo da fornire al partecipante una conoscenza panoramica a trecentosessanta gradi dell’ampio settore metallurgico.

Il programma completo è disponibile su www.aimnet.it Evento patrocinato da

UN SA

Attualità industriale Acciai micro-legati al vanadio per componenti forgiati: design metallurgico e proprietà a cura di: M.Calderini, A.Di Schino, S. Mengaroni, G. Napoli, C. Zitelli In questo lavoro si studia la possibilità di incrementare le proprietà meccaniche di un acciaio C-Mn per la produzione di componenti forgiati attraverso l’aggiunta di elementi micro-leganti. L’obiettivo è quello di traguardare valori di proprietà tensili non raggiungibili solo attraverso lo sfruttamento della temprabilità intrinseca pur mantenendo i costi ridotti. Attraverso un modello metallurgico è stato valutato l’effetto dell’aggiunta di V come elemento micro-legante e successivamente si è proceduto con la produzione di una lega sperimentale su cui sono stati effettuati dei trattamenti termo-meccanici di laminazione a caldo seguita da tempra e rinvenimento per ottenere le proprietà meccaniche desiderate.

PAROLE CHIAVE: ACCIAI AL CARBONIO - FORGIATI - MICROSTRUTTURA

Massimo Calderini, Sabrina Mengaroni Acciai Speciali Terni, Italia

Andrea Di Schino, Giuseppe Napoli, Chiara Zitelli Dipartimento di Ingegneria, Università degli Studi di Perugia, Italia

INTRODUZIONE La produzione di componenti forgiati di grosse dimensioni ed elevate proprietà meccaniche necessita di un’opportuna progettazione della lega, finalizzata all’ottenimento di microstrutture alto-resistenziali pur alle basse velocità di raffreddamento tipiche di tali componenti. Le strade perseguibili in tal senso consistono in una maggiore alligazione con elementi tempranti (quali il Cr ed il Mo) [1-7] che possano favore lo spostamento della microstruttura da quella tipica costituita da ferrite-perlite verso una microstruttura di tipo bainitica, oppure sfruttare meccanismi di indurimento della ferrite. La prima soluzione, pur essendo la più semplice da perseguire, risulta essere svantaggiosa dal punto di vista dei costi del prodotto. La seconda, che sfrutta il meccanismo di indurimento per precipitazione, implica una scelta del micro legante da utilizzare, che ovviamente dipende dal tipo di processo/impianto di riferimento. Gli elementi chimici più comunemente utilizzati un tal senso sono il Nb ed il V [8-10]. Tra questi il V risulta essere il più idoneo ad

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attivare precipitazione fine a seguito di un trattamento termico di bonifica tipico del ciclo di produzione di componenti forgiati a causa della propria più bassa temperatura di solubilizzazione richiesta in fase di austenitizzazione rispetto a quella del Nb. L’utilizzo di una bassa temperatura di austenitizzazione favorisce inoltre, a seguito di rinvenimento, la formazione di precipitati VC fini ed uniformemente dispersi nella matrice ferritica. La presenza di N in lega (nell’intervallo 150-200 ppm) potrebbe aumentare l’effetto della presenza dei precipitati sulle proprietà meccaniche attraverso la formazione di VN [11-14]. C’è però da tener presente che dal punto di vista della pratica industriale il tenore di N risulta sovente determinato da pratiche consolidate che con difficoltà possono essere modificate. Pur essendo l’utilizzo del V ben consolidato in prodotti piani, ad oggi esso non risulta di uso comune nei prodotti forgiati. Scopo di questo lavoro è dimostrare la possibilità di ottenere componenti forgiati di grado F70 secondo la specifica ASTM A694 [15], in acciai al C-Mn attraverso la sola aggiunta di V.

Industry news MATERIALI E METODI La progettazione della lega è avvenuta attraverso l’utilizzo di modellazione metallurgica basata sull’approccio sviluppato in [16]. In base ai calcoli cosi effettuati è stata individuata una composizione chimica e relativi parametri di trattamento termico atta a ottenere il grado ASTM A694 F70. E’ stato quindi prodotto un lingotto di 80 kg con la

composizione chimica desiderata (presso gli impianti pilota del Centro Sviluppo Materiali) che è stato successivamente laminato a caldo fino ad uno spessore di 40 mm. Dal laminato a caldo sono stati ottenuti campioni da trattare secondo diverse condizioni di austenitizzazione/rinvenimento, dai quali sono stati quindi prelevati campioni per analisi metallografica, tensile e Charpy-V.

RISULTATI SPERIMENTALI Identificazione della composizione chimica e condizioni di trattamento termico Il modello considerato identifica otto famiglie microstrutturali secondo quanto riportato in Tabella 1, ed è in grado di prevedere l’effetto della composizione chimica e dei parametri di processo (temperatura di austenitizzazione, velocità di raffreddamento, temperatura di rinvenimento) sulla durezza del materiale. Partendo da un materiale con contenuto di carbonio pari a 0.20% e 1.00 % Mn, si è valutato l’effetto dell’aggiunta del V (scelto come micro-legante) sula durezza delle microstrutture definite in Tabella 1 ed ottenute dopo raffreddamento. I risultati, riportati in Figura 1, mostrano come l’aggiunta di V, nell’intervallo 0-0.15%, mostri un peso crescente muovendosi da microstrutture formatesi a bassa temperatura (martensite) verso quelle a più altra temperatura (ferrite-perlite) fino ad un guadagno di circa

125 punti di durezza Vickers, ottenuto nel caso della microstruttura ferrite-perlite relativa ad in acciaio con aggiunta di 0.15% V. C’è da notare come tale microstruttura risulti essere la più interessante nel caso di prodotti forgiati (essendo la più comune nei componenti di grosse dimensioni) e come pertanto il modello preveda forti potenzialità nel caso dell’utilizzo di V in tali prodotti. Uno scarso effetto della temperatura di austenitizzazione si rivela (a parità di composizione chimica, con 0.15% V) (Figura 2). Di conseguenza. L’aggiunta del V come micro-legante non implica alcuna variazione nella pratica industriale di austenitizzazione (fissata a circa 980 °C). Gli effetti benefici derivanti dall’aggiunta di V non vengono persi in seguito al trattamento di rinvenimento nel caso delle strutture (ferrite-perlite) (Figura 3). C’è da tener contro che il modello adottato non prevede effetti di precipitazione secondaria e che pertanto i valori di durezza ottenuti risultano essere sottostimati.

Tab.1 - Famiglie microstrutturali previste dal modello [8] / Microstructural families according to [8].

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Attualità industriale Fig. 1 - Effetto del tenore di V sulla durezza in funzione delle diverse microstrutture ottenibili / Effect of V on hardness as a function of different microstructures.

Fig. 2 - Effetto della temperatura di austenitizzazione sulla durezza in funzione delle diverse microstrutture / Effect of austenitization temperature as a function of different microstructures.

Fig. 3 - Effetto della temperatura di rinvenimento sulla durezza in funzione delle diverse microstrutture / Effect of tempering temperature as a function of different microstructures.

PROPRIETÀ Basandosi sui risultati del modello sopra riportati il materiale prodotto come descritto precedentemente è stato austenitizzato a 980 °C, raffreddato lentamente in modo da simulare quanto accade in forgiato e rinvenuto a 640 °C, temperatura nota come di precipitazione dei VC. I risultati del trattamento in termini di microstruttura e preci-

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pitazione sono riportati in Figura 4. L’analisi al microscopio elettronico a trasmissione mostra come nella struttura ferrite-perlite ottenuta i precipitati tendano a disporsi in entrambe le fasi, ma selezionando in queste diverse classi dimensionali: i più fini nel grano ferritico (dimensione media 3.1 nm), i più largì nella lamella perlitica (dimensione media 7.8 nm) [17-21].

Industry news

Fig.4 - Analisi TEM della microstruttura ottenuta. a) esempio di microstruttura b) distribuzione dimensionale dei precipitati in ferrite e perlite / TEM micrographs of microstructure. a) example of microstructure b) size distributions in ferrite e perlite.

Il contributo all’indurimento della precipitazione è stimato in accordo alla legge di Orowan [22]:

dove f è la frazione volumetrica di precipitati e d la dimensione media del precipitato. Basandosi su [23] si può stimare la percentuale di M(C,N) pari a 0.18 %, quindi considerando la densità del VC pari a 5.77 g/cm3, ci può stimare una frazione volumetrica di precipitati pari 1.04 %. Da cui si si attende un contributo carico di snervamento parti

a 34.5 MPa e 55.9 MPa nella perlite e nella ferrite rispettivamente. I risultati delle prove di trazione riportati in Tabella 2 confermano le previsioni del modello per la microstruttura sopra ottenuta, accompagnate da un comportamento CVN promettente per applicazioni a bassa temperatura.

Tab.2 - Proprietà tensili e tenacità d’impatto del materiale considerato / Tensile and CVN properties of the considered material [8].

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Attualità industriale CONCLUSIONI In questo lavoro è stata studiata la possibilità di incrementare le proprietà meccaniche di un acciaio C-Mn per la produzione di componenti forgiati attraverso l’aggiunta di elementi micro-leganti con l’obiettivo di traguardare valori di proprietà tensili non raggiungibili solo attraverso lo sfruttamento della temprabilità intrinseca pur mantenendo i costi ridotti. Attraverso un modello metallurgico è stato valutato l’effetto dell’aggiunta di V come elemento micro-legante e successi-

vamente si è proceduto con la produzione di una lega sperimentale su cui sono stati effettuati dei trattamenti termo-meccanici di laminazione a caldo seguita da tempra e rinvenimento per ottenere le proprietà meccaniche desiderate. I risultati mostrano che il grado F70 della normativa ASTM A694 può essere raggiunto con l’aggiunta di uno 0.15% V ed un adeguato trattamento termico atto ad ottenere una microstruttura composta da ferrite-perlite, rappresentativa di un componente forgiato.

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Industry news Vanadium micro-alloyed steels for forgings: metallurgical design and properties edited by: M.Calderini, A.Di Schino, S. Mengaroni, G. Napoli, C. Zitelli

In this paper, the effect of micro-alloying elements on the mechanical properties of carbon steel for forged components is studied. Aim of the activity is to reach target properties typical od standard materials for forgings by reducing the content of elements which improve steelâ&#x20AC;&#x2122;s hardenability with an increase in the manufacture cost. A metallurgical model has been used aimed to define the best steel chemical composition, and a cast ingot has been produced on a laboratory scale. Heat treatments have been carried out according to the model indications. Results show that F70 grade, according to ASTM A694 can be targeted by 0.15% V addition, following to a heat treatment leading to a ferrite-pearlite microstructure.

KEYWORDS: CARBON STEEL - FORGED COMPONENTS - MICROSTRUCTURE

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Attualità industriale Resistenza di filettature contenenti difetti in componenti di lega di alluminio prodotti con colata a pressione a cura di: R. Doglione Il componente è il coperchio di un albero motore in lega di alluminio colata a pressione, la AlSi9Cu3(Fe). Per il montaggio contiene due borchie, filettate dopo colata. Porosità erano posizionate all'interno delle borchie, causando filetti difettosi. Tale difettosità comportava talvolta il rigetto del pezzo. ll presente studio ha valutato la reale nocività dei difetti in rapporto ai limiti di accettazione della porosità imposti alle fonderie dalle case automobilistiche. Si è valutata una popolazione di porosità, da quelle piccole da essere accettabili secondo i capitolati di fornitura, a quelle più grandi, che comporterebbero lo scarto. Le borchie difettose sono state sottoposte a prove meccaniche con carico assiale. I filetti sono stati sollecitati utilizzando afferraggi in acciaio bonificato progettati ad hoc, dopo aver avvitato delle viti ad alta resistenza, di classe 12.9, scelte al posto di quelle di progetto, le 8.8, per raggiungere le più alte sollecitazioni possibili sui filetti. Le prove di trazione hanno talvolta portato a rottura le viti e non i filetti difettati. In tutti gli altri casi, indipendentemente dalla grandezza dei difetti, vi è stato strappamento del filetto delle borchie per valori di forza sempre ben superiori a quelli necessari per rompere le viti di progetto. Sono quindi state intraprese prove di fatica sulle borchie difettose, per verificare se vibrazioni in esercizio inducono rottura dei filetti per fatica. Vista l'unicità di ogni difetto, si è applicata la fatica a rapporto di carico variable utilizzando il metodo monocampione di Locati, modificato per ridurre la variabilità statistica insita nel metodo. Anche in questo caso la sperimentazione ha prodotto solo rottura delle viti e mai dei filetti delle borchie, indipendentemente dalle dimensioni dei difetti. Si conclude che gli attuali limiti di accettazione imposti dalle case automobilistiche sui difetti di colata delle madreviti in lega di Al sono inutilmente penalizzanti per le fonderie, comportanto scarti non necessari. PAROLE CHIAVE: LEGHE DI ALLUMINIO - DIFETTI DI COLATA A PRESSIONE - DIFETTI NELLE FILETTATURE LIMITI DI ACCETTABILITÀ

Roberto Doglione

Consorzio Interuniversitario Nazionale per la Scienza e la Tecnologia dei Materiali, INSTM UdR INSTM di Torino Politecnico, Corso Duca degli Abruzzi 24, 10129 Torino

INTRODUZIONE Come è ben noto, la colata a pressione delle leghe di Al da fonderia consente di raggiungere elevate produttività, caratteristica che ha permesso un'ampia diffusione del processo per la produzione di componenti in campo automobilistico. D'altro canto, è altrettanto noto che i pezzi prodotti sono tipicamente affetti da porosità, talvolta considerevoli. Le ragioni possono essere molteplici: si va dal ritiro di solidificazione, allo sviluppo di H durante la trasformazione solido-liquido, all'eccessivo uso di lubrificante che vaporiz-

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za durante il contatto del liquido con lo stampo, per finire all'intrappolamento dell'aria presente nello stampo al momento dell'iniezione per via dell'ingresso troppo turbolento del metallo liquido [1, 3]. Quest'ultimo aspetto è quello forse più tipico e più importante [3]. La presenza di cavità nei getti è spesso causa di rigetto delle forniture da parte dei committenti, in dipendenza dalla gravità dei difetti. La lavorazione meccanica per asportazione di truciolo, spesso applicata per la finitura dei pezzi, può portare in superficie le cavità, aggravandone l'effetto

Industry news nefasto sulle proprietà meccaniche del getto. Si registrano infatti diminuzioni di resistenza meccanica dei getti e, soprattutto, di resistenza a fatica, dipendendo quest'ultima in modo cruciale dalla qualità superficiale. In questo contesto, si è esaminata l'influenza della porosità di un componente, specifico per l'industria automobilistica, quando la lavorazione meccanica per la produzione di fori filettati ha portato l'apparire di cavità proprio nei filetti della madrevite ricavata nel getto. Ragionevolmente, il committente della fonderia cerca di cautelarsi nei confronti di rotture in eserci-

zio imponendo a quest'ultima, nei capitolati di fornitura, dei limiti sulla tollerabilità dei difetti di colata, superati i quali si ha il rigetto dei pezzi. Ciò nonostante, i limiti imposti sono talvolta troppo penalizzanti nei confronti del produttore dei getti. Nel caso specifico, quando si ha a che fare con delle filettature, è necessario esaminare più a fondo quali possano essere le conseguenze sulla tenuta dell'accoppiamento in caso di presenza di cavità sui filetti. E' questo lo scopo della ricerca qui presentata.

IL COMPONENTE E I DIFETTI TOLLERATI A PROGETTO IL COMPONENTE Il componente qui esaminato è prodotto dalla fonderia Fondalpress di Castell'Alfero (AT): si tratta di un coperchio di albero motore di un autoveicolo. Nella Figura 1 si mostra una fotografia con il coperchio montato, nella Figura 2 di una parte del solo coperchio smontato e soggetto dello studio presente. Tale componente è prodotto in lega di alluminio colata a pressione, la AlSi9Cu3(Fe). Per il montag-

gio contiene delle flange, con fori filettati successivamente nelle parti massive delle flange, denominate borchie. Queste, per evidenziarne la funzione, qui sono state tagliate e poi fotografate. Sono infine riprodotte nella Figura 3, dove s'intravede anche il foro filettato. Quando il coperchio di cui fanno parte viene montato, il collegamento si attua avvitando nelle borchie delle viti in acciaio di classe di resistenza 8.8.

Fig. 1 - Coperchio di albero motore automobilistico montato / Crankshaft cover of a car engine

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AttualitĂ industriale

Fig. 2 - Parte del coperchio dell'albero con visibili la flangia e le borchie per il montaggio. La freccia rossa indica la flangia, le frecce verdi indicano invece le borchie all'interno delle quali sono ricavati i fori filettati per il montaggio / Part of the crankshaft cover with flange and bosses for assembling. The red arrow indicates the flange, the green arrows indicate the bosses where the assembling threaded holes are machined.

Fig. 3 - Tre diverse viste di una borchia asportata mediante taglio. Nella vista centrale Ă¨ in evidenza il foro filettato / Three different views of the boss removed by cutting. The threaded hole can be seen in the central view.

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Industry news

Fig. 4 - Microstruttura con matrice dendritica di Al e fasi eutettiche finemente disperse / Solidification microstructure, with Al dendritic matrix and fine eutectic phases.

LE CONDIZIONI DI PROGETTO Il collegamento filettato deve essere sufficientemente resistente per resistere al precarico di montaggio e poi al carico di esercizio, statico, dinamico o termico che sia. Sotto queste condizioni, s'impone normalmente che la madrevite possa resistere a carichi più elevati della vite o, nel presente caso specifico, che la madrevite ricavata del componente di lega di Al abbia una resistenza superiore rispetto alla vite di classe 8.8 che le viene accoppiata per il montaggio. In generale, e anche in questo caso, i progettisti preferiscono di gran lunga che sia la vite a cedere. Ciò è giustificato dal fatto che una vite che cede è facilmente rilevabile, mentre il cedimento della madrevite non è immediatamente avvertibile, ma solo gradualmente nel tempo durante il funzionamento, quando il venir meno dell'efficienza dell'accoppiamento può provocare danni rilevanti al macchinario sul quale il componente è montato. In definitiva, e giustamente, il progettista si è preoccupato che non cedesse la filettatura in lega di Al del foro dove si

avvita la vite in acciaio. Si è trattato quindi di garantire che lo strappamento dei filetti della lega di Al avvenga a carichi convenientemente più alti di quelli che porterebbero alla rottura della vite. Per quest'ultima, a progetto una vite M6 a passo grosso di classe di resistenza 8.8, la norma EN 20898/1 prescrive un carico di rottura minimo di 16,1 kN. Non vi sono prescrizioni per fori ciechi filettati, tantomeno in lega di Al. A questo punto, per stimare la forza di strappamento dei filetti delle borchie non resta che appoggiarsi a formulazioni molto ben collaudare reperibili nella letteratura specifica [4]. Definiti quindi: D = diametro nominale della vite Su = resistenza a taglio della lega AlSi9Cu3(Fe), pari a 190 MPa [5] A TS = area della sezione su cui avviene lo sforzo di taglio se la vite è avvitata per una profondità pari al suo diametro nominale D, pari a 73,145 mm 2 [6]

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Attualità industriale L e = profondità di avvitamento, misurata in 15 mm f = fattore che tiene conto che per viti prigioniere l'area di strappamento vale 1,3-1,5 volte quella dei normali dadi [6] la forza di strappamento F St dei filetti in una madrevite realizzata in un foro cieco (vite prigioniera) in lega di Al risulta [4]: F st=S u·A TS·L e·D -1·f L'applicazione dell'equazione per una madrevite M6 in lega AlSi9Cu3(Fe), con tutte le approsimazioni del caso, porta ad una forza di strappamento F st che supera 30 kN. Se si considera che la vite di progetto è garantita per un carico minimo di 16,1 kN, si può ben concludere che il progettista abbia previsto un gran bel margine di sicurezza, tale da far tollerare generosamente qualche difetto di fonderia. LE PRESCRIZIONI SUL MASSIMO DIFETTO TOLLERATO Per le applicazioni in campo automobilistico, per i pezzi prodotti per getto il Committente prevede una classificazione funzionale dei componenti: nella classe funzionale 1 (CF1) la funzionalità del getto è correlabile con la sicurezza degli occupanti del veicolo, nella classe funzionale 2 (CF2) rientrano getti considerati importanti ai fini della funzionalità, nella classe funzionale 3 (CF3) rientrano i getti che non appartengono nè a CF1, nè a CF2. E' abbastanza semplice dedurre che nel caso presente il getto rientri in CF2. In base alla classe funzionale e allo spessore del getto, la norma di capitolato

di fornitura prevede una dimensione massima dei difetti ammessi sulle superfici lavorate. La situazione attualmente in essere è riassunta nella Tabella 1. ll capitolato impone controlli non distruttivi con i raggi X per valutare la massima dimensione del difetto. Il controllo radiografico avviene secondo la norma ASTM E505. I risultati dell'esame devono essere poi confrontati con i limiti di accettabilità, in base ai quali si decide se il getto va accettato o scartato. Esaminando la Tabella 1, si deduce che, per la classe funzionale 2, con spessore del getto compreso fra 5 e 10 mm, si tollerano difetti di dimensione massima inferiori a 3 mm. La borchia che contiene i difetti e il filetto ha uno spessore maggiore di 10 mm, seppur di poco. Tuttavia, la fonderia è rimasta vincolata a difetti di dimensione inferiore a 3 mm. Vi è un'ulteriore prescrizione per quanto riguarda le parti filettate: sono considerati come difetti non ammissibili, che quindi portano allo scarto del pezzo, cricche, porosità o ritiri localizzati nei primi tre filetti. Tale condizione è suggerita dal fatto che, per normali accoppiamenti vite-madrevite, il grosso della forza di accoppiamento è trasmesso entro i primi tre filetti. Tuttavia, per avvitamenti profondi, come nel caso presente, tale condizione è eccessivamente pessimistica. E' infatti ben noto dalla letteratura [7-9] che il fattore di concentrazione di stress legato ai filetti si abbassi all'aumentare del numero degli stessi ingaggiati nell'avvitatura, al punto che per 10 di questi (cioè ancora un poco meno del caso in esame) il valore che si raggiunge nei primi tre è di poco superiore a quello dei successivi. Come si vedrà più oltre, i risultati sperimentali confermano che la prescrizione sull'assenza di difetti nei primi tre filetti sia ingiustamente onerosa.

Tab.1 - Limiti di accettazione di difetti in componenti in lega di Al colati a pressione nel vigente capitolato di fornitura / Acceptance limits of defects for die casting Al alloy components in the current supply specifications. LIMITI DI ACCETTAZIONE PER GETTI IN LEGA DI Al COLATI AD ALTA PRESSIONE Grado A

Grado B

DIFETTO

Grado C

Grado D

Spessore radiografico in mm

massima dimensione della porosità [mm] massima dimensione della cavità da ritiro [mm]

<10

≥10

<10

≥10

<10

≥10

<10

≥10

LIMITI DI ACCETTAZIONE PER IL CONTROLLO RADIOGRAFICO Classe funzionale 1 Aree critiche

Altre aree

Classe funzionale 2 Aree critiche

Grado A o migliore Grado B o migliore Grado B o migliore

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Classe funzionale 3

Altre aree

Aree critiche

Altre aree

Grado C o migliore

Grado D o migliore

Industry news IL MATERIALE Si è innanzitutto valutato il materiale delle borchie, per verificare la corrispondenza con le specifiche di progetto. E' prescritta infatti la lega di alluminio EN AC-46000 alias AlSi9Cu3(Fe) o, nella classificazione americana, lega A380.

La composizione chimica è stata valutata mediante spettrometria ottica. I risultati sono qui riportati nella Tabella 2. Dall'esame dei dati si conclude che la composizione chimica del getto esaminato rispetta la normativa vigente su tale lega.

Tab. 2 - Risultati dell'analisi chimica mediante spettrometria ottica. I dati riportati sono le percentuali in massa degli elementi. Il complemento a 100 è ovviamente l'alluminio / Results of chemical analysis by optical spectrometry. The reported data are the mass percentages of the elements. The balance to 100 is obviously aluminium.

Materiale

Processo

EN AC-46000/ AlSi9Cu3(Fe)/ A380

Colata a pressione

8,75

0,95

3,53

0,46

0,51

0,09

0,41

0,88

0,15

Si è quindi verificata la microstruttura di alcune borchie. Dopo levigatura con carte abrasive al SiC, i campioni sono stati lucidati con panno imbevuto di sospensione contenente silice colloidale Struers OPS. L'osservazione al microscopio metallografico è stata svolta direttamente senza attacco chimico. In Figura 4 si può osservare il tipico aspetto della lega in questione colata a pressione, con piccole dendriti di matrice di Al e fini fasi eutettiche. A maggiori ingrandi-

menti (Figura 5) si distinguono i dettagli del Si eutettico aghiforme, qualche particella di Si primario, più un'articolata popolazione di composti fra i vari elementi presenti, tipica della lega. Complessivamente non si sono rivelate anomalie microstrutturali degne di nota, si può concludere che il metallo delle borchia abbia una microstruttura adeguata all'esercizio.

Fig. 5 - In chiaro la matrice di Al, in grigio particelle di Si eutettico aghiformi, particella grossa poliedrica di Si primario, particelle aghiformi di Al5FeSi in grigio più chiaro, altri composti intermetallici non aghiformi di colore grigio (Al2Cu, Mg2Si, Al7Cu2Fe) / Al matrix (in very light gray), Si needle shaped crystals (in gray), a big polyhedral primary Si particle, needle shaped Al5FeSi particles (in light gray), other elongated intermetallic compounds such as Al2Cu, Mg2Si and Al7Cu2Fe (in gray).

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Attualità industriale GLI ESAMI RADIOGRAFICI Presso la fonderia di produzione del componente è avvenuto il controllo radiografico di tutti i pezzi prodotti. E' stata riscontrata un'ampia popolazione di porosità nelle borchie, quasi sempre ad di sotto dei limiti di accettabilità. Le borchie prodotte sono state così classificate dalla fonderia Fondalpress: • borchie sane, cioè prive di porosità, ovviamente accettabili • borchie con difetti di tipo A, cioè con dimensione massima del difetto inferiore a 3mm, quindi ancora accettabili • borchie con difetti di tipo B, cioè con dimensione massima del difetto maggiore o uguale a 3 mm e minore di 5 mm, quindi da scartare

• borchie con difetti di tipo C, cioè con dimensione massima del difetto maggiore o uguale a 5 mm e minore di 8 mm, quindi da scartare • borchie con difetti A, B o C, ma localizzati nei primi tre filetti, quindi da scartare In Figura 6 vi è un esempio di coperchio con una borchia contenente una cavità la cui dimensione massima eccede il limite di 3 mm. Complessivamente, la produzione della fonderia in questione è caratterizzata da una buona qualità, perchè i getti sono quasi sempre accettabili. Tuttavia esiste una popolazione di scarti, ed è su questa che si è focalizzata l'analisi che segue.

Fig. 6 - Radiografia di un coperchio con borchie difettose. In particolare, la borchia in alto contiene sulla filettatura delle porosità (zone più chiare) la cui dimensione massima complessiva è dell'ordine di 4mm (difetto di tipo B) / Radiography of a cover with bosses containing defects. The boss in the upper part of the figure shows a thread containing porosity (slightly lighter region of the thread in the image) whose maximum overall size is of the order of 4 mm (type B defect).

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Industry news LE PROVE MECCANICHE SULLE BORCHIE Le prove meccaniche sono state condotte con il fine specifico di mettere in crisi le filettature delle borchie contenenti i difetti e verificare se, nella popolazione degli scarti secondo il capitolato di fornitura, ve ne siano di comunque accettabili o altre che sono prone allo strappamento dei filetti, e quindi in ogni caso da rigettare. Le viti, per la loro funzionalità, sono soggette soprattutto a trazione, anche se minori componenti di torsione e flessione possono essere introdotte soprattutto nel montaggio, derivanti principalmente da normali fluttuazioni nelle tolleranze dimensionali dei pezzi. La presente campagna sperimentale è perciò stata condotta avvitando nelle madreviti delle viti e poi applicando a queste ultime delle forze assiali. Per tale motivi, le borchie sono state separate mediante taglio meccanico dai coperchi, come già illustrato in Figura 3. E'

poi stato progettato e costruito dalla Fondalpress un afferraggio per sollecitare a trazione nel modo desiderato la vite e la borchia avvitate. Nella Figura 7 la foto ritrae la configurazione di prova. Per cercare di mettere in crisi i filetti delle borchie non si sono utilizzate le viti di progetto, cioè le M6 classe 8.8, ma quelle più resistenti previste dalle norme, cioè quelle di classe di resistenza 12.9. Infatti le viti M6 di classe 8.8 hanno un carico minimo garantito di 16,1 kN, quelle di classe 12.9 un carico minimo garantito di 24,5 kN, cioè reggono dei carichi circa del 30% più alti di quelle di progetto. Le prove meccaniche sono state condotte utilizzando una macchina di prova servoidraulica MTS da 100 kN, governata dal sistema di controllo elettronico Flextest SE Plus prodotto dalla stessa MTS.

Fig. 7 - Afferraggio e configurazione di montaggio per sollecitare a trazione la borchia / Assembly and gripping configuration to perform mechanical tests on the bosses.

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Attualità industriale Le prove statiche Si è estratta una popolazione di 38 esemplari di borchie difettose che ricoprivano tutti i possibili difetti come classificati dalla fonderia. Dopo aver montato vite e madrevite nella configurazione illustrata nella Figura 7, si sono condotte prove di trazione quasistatiche fino a rottura. Quest'ultima è consistita nella rottura della vite o nello strappamento dei filetti della borchia. Per confronto, si è anche condotta una prova su una borchia non difettosa, ottenendo l'ovvio risultato della rottura della vite. Si sono ottenuti i seguenti risultati: • per i difetti di tipo A, su 18 campioni avuto strappamento dei filetti, 8 hanno della vite • per i difetti di tipo B, su 16 campioni avuto strappamento dei filetti, 5 hanno della vite

provati, 10 hanno causato la rottura provati, 11 hanno causato la rottura

• per i difetti di tipo C, tutti e 4 i campioni provati hanno avuto strappamento dei filetti • in tutti i casi di strappamento dei filetti il carico di rottura degli stessi è sempre stato superiore a quello di rottura delle viti di progetto, cioè 16,1 kN; il valore più basso è stato 20,45 kN per una borchia con difetti di tipo B, che è risultata avere le porosità anche nei primi tre filetti. La situazione è riassunta nella Figura 8, dove è riportata la densità di distribuzione della forza di rottura dell'assemblaggio vite-madrevite. La conclusione è abbastanza evidente, cioè con difetti di dimensione massima fino a 8 mm non è possibile avere strappamento dei filetti con le viti di progetto 8.8. Di conseguenza, è impossibile che durante l'esercizio dell'autoveicolo si possa avere strappamento per sovraccarico dei filetti delle borchie del coperchio dell'albero motore, cederanno sempre prima le viti.

Fig. 8 - Distribuzione delle forze di rottura statica degli assemplaggi vite-madrevite con difetti / Distribution of static breaking forces of screw-and-boss containing defect assemblies.

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Industry news Le prove di fatica Scongiurato lo strappamento dei filetti della borchia per qualsivoglia sovraccarico, si è ipotizzato il danneggiamento per fatica a causa delle vibrazioni di esercizio dell'autoveicolo. Si deve ammettere che questa è un'eventualità che a priori sembra già piuttosto remota. Infatti la geometria dei filetti di per sè induce concentrazione di stress dell'ordine di 3-4 volte per la borchia in questione [7] in totale assenza di difetti. Introducendo questi, è difficilmente ipotizzabile di aggravare in modo significativo la situazione dei filetti della madrevite. Tuttavia, per sgombrare il campo anche dalle più remote e pessimistiche eventualità, si sono condotti cicli di fatica assiale con un carico minimo (F min=2,2 kN) corrispondente alla coppia di serraggio delle viti (10 Nm) e carico massimo F max crescente. Vista la variabilità delle cavità, e quindi l'impossibilità di produrre borchie esattamente con con stesso difetto, non è possibile determinare la resistenza a fatica con il classico metodo dello stair case. Si è allora ripiegato sul metodo Locati [10], alquanto diffuso nell'industria per stimare la resistenza a fatica su campioni singoli. Tuttavia, visto che si è trattato di affaticare campioni singoli tutti diversi fra loro, per ridurre l'incertezza statistica insita nel metodo originale di Locati si è adottata la modifica proposta da Zhang e colleghi nel 2003 [11].

superare i 10 milioni di cicli cumulati di fatica. Si è cercato di far sì che i difetti presenti nelle borchie innescassero delle cricche capaci di portare allo strappamento dei filetti della madrevite, invalidando quindi l'accoppiamento vite-madrevite. Si sono provate una borchia sana, una con difetto di tipo A e una con difetto di tipo C. I risultati delle prove sono sintetizzati nella Tabella 3. Su nessuna delle borchie provate si è potuto ottenere il fenomeno dello strappamento dei filetti. Si sono invece rotte a fatica numerose viti, sempre di classe di resistenza 12.9. La procedura di prova si è ridotta ad applicare i blocchi di carico a fatica, a sospenderla quando si verificava la rottura delle viti, a sostituire la vite rotta con una nuova integra e a riprendere il ciclaggio. Si può concludere che l'affaticamento non è stato in grado di produrre danni rilevabili ai filetti delle borchie, neppure utilizzando le viti di classe 12.9, più resistenti di quelle di progetto, le 8.8. Se ne deduce che si possono ragionevolmente escludere strappamenti dei filetti delle borchie, con difetti aventi dimensione massima di almeno di 5 mm, durante l'esercizio dell'autoveicolo a causa della fatica.

In sostanza, assumendo per valida l'ipotesi di danno cumulativo di Palmgren e Miner, a partire da un carico massimo F max di 5 kN, si sono applicati blocchi di 2 milioni di cicli di fatica a carico massimo F max costante in ogni blocco, e crescente da un blocco all'altro, fino a raggiungere o

Tab.3 - Risultati delle prove di fatica secondo il metodo Locati-Zhang su borchie con e senza difetti / Results of fatigue tests according to the Locati-Zhang method on threaded bosses with and without defects.

Componente

Borchia sana

Borchia con difetto ellissoidale con dimensione massima < 3 mm

Borchia con difetto tondeggiante con dimensione massima di poco maggiore di 5 mm

Forza massima Fmax a 107 cicli

prova sospesa a Fmax= 6,5 kN dopo 16 milioni di cicli e 5 viti rotte

prova sospesa a Fmax= 6,6 kN dopo 16 milioni di cicli e 4 viti rotte

prova sospesa a Fmax= 6,6 kN dopo 10 milioni di cicli e 6 viti rotte

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Attualità industriale CONCLUSIONI La disamina delle condizioni di fornitura dei getti ottenuti per colata a pressione, messe a confronto con la microstruttura del materiale e la difettosità, integrata dallo svolgimento di prove di trazione e di fatica su componenti con filetti contenenti porosità, hanno permesso di concludere che: • come è normale, la colata a pressione produce evidenti porosità nelle zone più massive dei getti • la fabbricazione di fori filettati nelle zone massive porta in rilievo la presenza della porosità • i produttori auto impongono alle fonderie condizioni molto stringenti sulla porosità tollerabile nelle parti filettate dei getti, portando ad una non trascurabile percentuale di scarti di produzione per i getti colati a pressione

• le prove di trazione sull'accoppiamento di viti di classe 12.9 con madreviti in lega AlSi9Cu3(Fe), aventi un'ampia popolazione di difetti, hanno sempre portato alla rottura delle viti o allo strappamento dei filetti della madrevite a valori di forza sempre nettamente più alti del carico minimo garantito dalle viti 8.8 di progetto • le prove di fatica assiale sull'accoppiamento di viti di classe 12.9 con madreviti in lega AlSi9Cu3(Fe), aventi un'ampia popolazione di difetti, hanno sempre portato al cedimento delle viti e mai delle madreviti, almeno fino a difetti aventi una dimensione massima di 5 mm • le condizioni di accettabilità dei difetti in madreviti in lega di Al ottenute per colata a pressione andrebbero riviste ed alquanto rilassate per non condannare le fonderie ad ampie serie di inutili scarti.

RINGRAZIAMENTI È doveroso riconoscere pubblicamente il contributo dato a questo lavoro dall'ing. Flavio Macrì, che ha progettato e curato la costruzione degli afferraggi che hanno permesso le prove meccaniche, così come si deve a lui l'aver selezionato e conservato i componenti che avevano i difetti per le analisi e le prove meccaniche.

BIBLIOGRAFIA [1]

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Roger Lumley, Fundamentals of Aluminium Metallurgy: Production, Processing and Applications, pp. 146, 250-261, Woodhead Publishing, 2010

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John H. Bickford, Introduction to the Design and Behavior of Bolted Joints, Non Gasketed Joints, 4th Edition, pp. 75, 79, CRC Press, Taylor&Francis Group, 2008

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John H. Bickford, Introduction to the Design and Behavior of Bolted Joints, Non Gasketed Joints, 4th Edition, pp. 43-48, CRC Press, Taylor&Francis Group, 2008

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M. Seika, S, Sasaki and K. Hosono, Measurement of Stress Concentration in Threated Connections, Bulletin of the JSME, Vol. 17, No. 111, pp. 1151-1156, 1974

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Hua Zhao, Stress Concentration Factors within Bolt-Nut Connectors under Elasto-Plastic Deformation, Int. J. Fatigue, Vol. 90, No. 9, pp. 651-659, 1998

[10] Luigi Locati, Le prove di fatica come ausilio alla progettazione ed alla produzione, La Metallurgia Italiana, pp. 301-308, 1955 [11] O. Zhang, J. A. Poirier and J. E. Barr, Modified Locati Method in Fatigue Testing, 2003 SAE World Congress, Detroit, Michigan, March 3-6, 2003, SAE Technical Paper Series 2003-01-0919, SAE International, 2003.

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Industry news Resistance of threadings made of aluminium alloy and fabricated by die casting in presence of casting defects R. Doglione

The present study focuses on the mechanical behaviour of a cover of a car crankshaft (Figure 1), made of AlSi9Cu3(Fe) aluminium alloy and fabricated by die casting, in presence of casting defects. For the assembly it contains bosses, threaded after casting (Figures 2, 3). Porosity was discovered inside the bosses, causing faulty fillets. This defect, quite normal for the industrial production, sometimes involved the rejection of the piece. The present study evaluated the real harmfulness of defects in relation to the limits of acceptance of porosity imposed on foundries by car manufacturers. The supply specifications prescribes, for Al alloy die castings, as acceptable porosities of maximum dimensions less than 3 mm, see Table 1. On the basis of X-ray radiographic checks on the component, the foundry divided the defects into three groups: those smaller than 3 mm, called type A; those between 3 and 5 mm, defined as type B; those between 5 and 8 mm, defined type C. These defects are typical of high pressure die casting. On the other hand, apart from the porosity, the metallographic control of the microstructure has not detected any anomalies. The mechanical behaviour of the assembly was evaluated for the whole population of porosity, from the small ones to be acceptable according to the supply specifications, to the larger ones, which would result in rejection. The defective thread bosses have been subjected to mechanical tests with axial load. The threads were stressed using a specially designed quenched and tempered steel grips, after having screwed high-strength screws, class 12.9, chosen instead of the design ones, 8.8, to achieve the highest possible stress on the threads. A population of 38 specimens of defective bosses was extracted, covering all possible defects as classified by the foundry. After assembling the screw and threaded boss in the configuration shown in Figure 7, tensile stress tests were carried out. The test consisted in breaking the screw or stripping the threads of the boss. For comparison, an additional test was carried out on a non-defective boss, obtaining the obvious result of the screw breaking. The following results were obtained: • for type A defects, out of 18 tested samples, 10 had thread stripping, 8 caused the screw to break • for type B defects, out of 16 samples tested, 11 had thread stripping, 5 caused the screw to break • for type C defects, all 4 samples tested had thread stripping • in all cases of thread stripping, the breaking load of the threads has always been higher than the breaking load of the screws established by the design (the 8.8 class), i.e. 16.1 kN; the lowest value was 20.45 kN for a boss with type B defects, which turned out to have porosity also in the first three threads.

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AttualitĂ industriale The situation is summarized in Figure 8, which shows the distribution density of the breaking force of the screw-threaded boss assembly. The conclusion is quite evident, i.e. with defects of maximum size up to 8 mm it is not possible to have the boss threads stripping with the design screws 8.8. Consequently, it is impossible for the threads of the crankshaft cover bosses to be stripped during operation of the motor vehicle, the screws will always break first. At this point the fatigue damage due to the vibration during the car service was evaluated. This is a situation that can hardly occur because the geometry of the threads per se induces stress concentration of the order of 3-4 for the boss in question [7], in total absence of defects. By introducing these latter, there would not be a significant aggravation of the situation. However, for sake of conservativeness, axial fatigue cycles were carried out with a minimum load (Fmin = 2.2 kN) corresponding to the tightening torque of the screws (10 Nm) and increasing maximum load Fmax. Given the variability of the porosity, and therefore the impossibility of producing bosses with exactly the same defect, it is not possible to determine the fatigue resistance by the classical stair case method. The Locati method [10] was thus adopted, because is quite common in the industry to estimate the fatigue resistance on single samples. Furthermore, the modification proposed by Zhang and colleagues in 2003 [11] was adopted to reduce the statistical uncertainty inherent in the original Locati method. Blocks of 2 million fatigue cycles of were applied at maximum load Fmax constant in each block, and increasing from one block to another, until reaching or exceeding 10 million cumulative fatigue cycles. We tried to obtain triggering of cracks from the defects present in the bosses that could lead to the stripping of the threads, thus invalidating the screw-boss coupling. We tested a sound boss, one with type A defect and one with type C defect. The results of the tests are summarized in Table 3. Never it has been possible to obtain the phenomenon of thread stripping. Rather, the screws were broken by fatigue, always with a 12.9 resistance class. The test procedure was therefore reduced to applying the fatigue load blocks, to suspend it when the screw was broken, to replace the broken screw with a new one and to resume cycling. It may be concluded that fatigue was not able to produce detectable damage to the threads of the bosses, not even using the class 12.9 screws, more resistant than the design ones, 8.8. It can be deduced that it is reasonably possible to exclude stripping of the threads of the bosses, with defects having a maximum dimension of at least 5 mm, during the service of a car due to fatigue. It is concluded that the current acceptance limits imposed by car manufacturers on the casting defects of Al alloy threads are unnecessarily punitory for the foundries, resulting in useless waste.

KEYWORDS: ALUMINUM ALLOYS - DIE CASTING DEFECTS - THREADING DEFECTS - ACCEPTANCE LIMITS

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The 10th European Continuous Casting Conference - ECCC 2020 - will be organised by AIM, the Italian Association for Metallurgy, in Bari (Italy) on 17-19 June 2020 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.

Call for Papers - Abstract Submission

1st announcement call for papers

10th european conference on continuous casting 2020

Bari . Italy 17-19 June 2020

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www.aimnet.it/eccc2020

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Prospective authors wishing to present papers are invited to submit, by 31 October 2019, a tentative title and an abstract of about 300 words (in English), specifying a maximum of two topics for each proposal, to the Organising Secretariat (aim@aimnet.it). The abstract should provide sufficient information for a fair assessment and include the title of the paper, the author’s names and contact details (address, telephone number and e-mail address). The name of the presenting author should be underlined. A poster session might be organized as well. There are two ways to submit papers: • fill in the form on the Conference website at: www.aimnet.it/eccc2020 • send the requested information by e-mail to: aim@aimnet.it.

Exhibition and Sponsoring As an integral element of the event, a technical exhibition will be held during the event. Companies have the opportunity to reinforce their participation and enhance their corporate identification by taking advantage of the benefits offered to them as sponsors of the event. The detailed sponsorship packages will be available on the Conference website: www.aimnet.it/eccc2020 Companies interested in taking part in the Exhibition or sponsoring the event may contact: e-mail: commerciale@siderweb.com tel. +39 030 2540006 THE ITALIAN STEEL COMMUNITY

siderweb

Contacts ECCC 2020 Organising Secretariat AIM - Associazione Italiana di Metallurgia Via Filippo Turati 8, 20121 Milan - Italy Tel. +39 02 76021132 / +39 02 76397770 aim@aimnet.it - www.aimnet.it/eccc2020

Atti e notizie Calendario degli eventi internazionali International events calendar

QUOTE SOCIALI AIM 2019 (ANNO SOLARE) Benemeriti (quota minima) 1.750,00 € Sostenitori (quota minima)

2019 September 30 - October 2, Graz, Austria 10th European Stainless Steel Congress, Science and Market 6th European Conference and Expo Duplex October 1-4, Sao Paulo, Brazil, 11th International Rolling Conference (IRC 2019) October 29-31, Rio de Janeiro, Brazil, OTC Brasil 2019 November 17-20, Seattle, USA, World Congress on High Entropy Alloys (HEA 2019) November 21, Bergamo, Italy MEMO International Meeting Metals for Road Mobility

750,00 €

Ordinari (solo persona)

70,00 €

Seniores

25,00 €

Juniores

15,00 €

La quota dà diritto di ricevere la rivista dell’Associazione, La Metallurgia Italiana (distribuita in formato digitale). Ai Soci viene riservato un prezzo speciale per la partecipazione alle manifestazioni AIM e per l’acquisto delle pubblicazioni edite da AIM. Per ulteriori informazioni, iscrizioni, rinnovi:

AIM, Via F. Turati 8

2020 May 25-29, Seoul, South Korea, The International Molten Slags, Fluxes and Salts conference (Molten 2020)

20121 Milano Tel.: 02 76021132/76397770, fax: 02 76020551 e-mail: amm.aim@aimnet.it www.aimnet.it

June 17-19, Bari, Italy ECCC 2020- 10th European CONTINUOUS CASTING Conference June 23-25, Rome, Italy, WMM’20 9th International Conference Magnetism and Metallurgy

2021 22-26 March 2021, Bremen, Germany 8th ECIC European Coke and Ironmaking Congress & 9th ICSTI International Conference on Science and Technology of Ironmaking

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Atti e notizie CT ACCIAIERIA (A), CT FORGIATURA (F) (riunione congiunta del 28 maggio 2019) Consuntivo di attività svolte • Mapelli, presidente del CT Acciaieria, comunica il successo del corso itinerante “Metallurgia fuori forno” appena terminato. • Anche la GdS “Difettosità in colata continua e lingotti”, organizzata per l’11 giugno presso Tenaris Dalmine con la collaborazione dei CT Acciaieria, Forgiatura, Lavorazioni plastiche dei metalli, ha raggiunto il numero massimo disponibile di iscritti.

Manifestazioni in corso di organizzazione • Corso “Forgiatori”: il presidente Rampinini conferma le date del 2-3 e 9-10 ottobre; un comitato ristretto provvede a stilare il programma entro i tempi necessari. Uno degli obiettivi del Corso è l’introduzione dell’ottica 4.0 nel mondo dei componenti forgiati e dei relativi processi produttivi; in quest’ottica sarà quindi presente una tavola rotonda con società che si occupano di data mining

e machine learning, strumenti sempre più diffusi per l’utilizzo dei dati di produzione e per la costruzione di modelli predittivi ottenibili da queste informazioni.

CT MATERIALI PER L’ENERGIA (ME) (riunione del 10 luglio 2019) Consuntivo di attività svolte • Come per le giornate del Corso base sul Creep, anche il corso avanzato ha registrato un buon successo di partecipanti e ha raccolto apprezzamenti. • La GdS “Leghe di Nickel e Superleghe” che si è svolta il 28 maggio a Milano ha ottenuto un grande successo di presenze. Ripamonti, coordinatore insieme a Mapelli, conferma che la giornata è stata molto densa di argomenti e impegnativa, tanto che si sono registrati alcuni ritardi nella sequenza degli interventi. I questionari compilati mostrano un generale apprezzamento oltre alla richiesta di qualche specifico approfondimento che potrebbe diventare addirittura oggetto di una GdS ad hoc, per esempio sui problemi delle leghe a caldo e sulla forgiatura; viene anche proposto un approfondimento sulla preparazione/ stesura di specifiche per materiali a elevate prestazioni. Su questo argomento si discuterà nella prossima riunione per stendere il programma di una possibile GdS o mini-corso.

Iniziative future • GdS “Materiali per l’eolico”: si vuole discutere delle problematiche di materiali forgiati o fusi per parti meccaniche, sottoposti a numerosi cicli di fatica e con interventi di manutenzione problematici, come nel caso di pale eoliche. Si cercherà un approfondimento e soprattutto contatti con costruttori di turbine disposti a presentare le loro problematiche. • I materiali per il settore aerospaziale potrebbero essere trattati in una apposito evento in quanto presentano un approccio diverso rispetto al settore terrestre. Il presidente Gavelli invita a ripensare a questo argomento per decidere se riproporre il tema nelle prossime iniziative del CT. • Durante la riunione si è parlato anche delle energie rinnovabili, le cui problematiche potrebbero essere trattate anche come casi particolari nell’ambito di altri eventi o giornate. • Infine, sono state evidenziate modalità alternative per proporre temi tecnicoscientifici che, pur avendo importanza

in determinati settori, non sono a livello di poter essere proposti come GdS o Corsi. Si pensa per esempio a workshop dedicati, con pochi interventi specifici che servano di introduzione e stimolo al confronto tra le parti interessate al tema. Stato dell’arte e notizie • Merkling riferisce sullo stato del GdL Creep e ECCC, nel quale i componenti italiani sono molto attivi lavorando sul tubo forgiato e preparandosi ad un Round Robin di creep su materiale certificato. • Una nuova candidata, proveniente dal mondo industriale, si propone al CT, presenta le proprie esperienze e competenze e viene accettata: dalla prossima riunione sarà membro effettivo.

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Atti e notizie AIM - UNSIDER Norme pubblicate e progetti in inchiesta (aggiornamento 31 Luglio 2019)

NORME PUBBLICATE E PROGETTI ALLO STUDIO (ELENCO)

NORME UNSIDER RITIRATE DA UNI NEL MESE DI LUGLIO 2019

NORME UNSIDER PUBBLICATE DA UNI NEL MESE DI LUGLIO 2019

EC 1-2011 UNI EN ISO 10418:2005 Industrie del petrolio e del gas naturale - Installazioni di produzione in mare - Analisi, progettazione, installazione e prove dei sistemi essenziali di sicurezza di superficie.

UNI EN 13941-2:2019 Tubazioni per teleriscaldamento - Progettazione ed installazione di tubazioni preisolate, singole o doppie, per reti di acqua calda interrate direttamente - Parte 2: Installazione. UNI EN 13941-1:2019 Tubazioni per teleriscaldamento - Progettazione ed installazione di tubazioni preisolate, singole o doppie, per reti di acqua calda interrate direttamente - Parte 1: Progettazione. UNI EN ISO 19904-1:2019 Industrie del petrolio e del gas naturale Strutture galleggianti in mare aperto - Parte 1: Strutture e chiatte a forma di nave, piattaforme semi-sommergibili, strutture cilindriche a basso pescaggio. UNI EN ISO 19345-2:2019 Industrie del petrolio e del gas naturale - Sistemi di trasporto mediante condotte - Specifiche inerenti la gestione dell'integritĂ delle condotte - Parte 2: Gestione dell'integritĂ delle condotte, utilizzate negli impianti in mare aperto, nel corso del loro intero ciclo di vita. UNI EN ISO 10418:2019 Industrie del petrolio e del gas naturale - Impianti di produzione in mare aperto - Sistemi di sicurezza del processo.

UNI EN 13941:2011 Progettazione ed installazione di sistemi bloccati di tubazioni preisolate per teleriscaldamento. UNI EN ISO 19904-1:2007 Industrie del petrolio e del gas naturale Strutture offshore galleggianti - Parte 1: Monoscafi, semi- sommersi e cassoni galleggianti. UNI EN ISO 10418:2005 Industrie del petrolio e del gas naturale - Installazioni di produzione in mare - Analisi, progettazione, installazione e prove dei sistemi essenziali di sicurezza di superficie. UNI EN 10181:1990 Analisi chimica dei materiali ferrosi. Determinazione del piombo negli acciai. Metodo mediante spettrometria di assorbimento atomico nella fiamma. UNI EN 10177:1990 Analisi chimica dei materiali ferrosi. Determinazione del calcio negli acciai. Metodo mediante spettrometria di assorbimento atomico nella fiamma.

UNI EN 10181:2019 Acciai - Determinazione del tenore di piombo - Metodo spettrometrico di assorbimento atomico alla fiamma.

UNI EN 10136:1990 Analisi chimica dei materiali ferrosi. Determinazione del nichel negli acciai e nelle ghise. Metodo mediante spettrometria di assorbimento atomico nella fiamma.

UNI EN 10177:2019 Acciai - Determinazione del tenore di calcio Metodo spettrometrico di assorbimento atomico alla fiamma.

NORME UNSIDER PUBBLICATE DA CEN E ISO NEL MESE DI LUGLIO 2019

UNI EN 10217-5:2019 Tubi saldati di acciaio per impieghi a pressione - Condizioni tecniche di fornitura - Parte 5: Tubi saldati ad arco sommerso di acciaio non legato e legato per impieghi a temperatura elevata. UNI EN 10136:2019 Acciai e ghise - Determinazione del tenore di nichel - Metodo spettrometrico di assorbimento atomico alla fiamma. La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

EN ISO 19900:2019 Petroleum and natural gas industries - General requirements for offshore structures (ISO 19900:2019). EN ISO 945-1:2019 Microstructure of cast irons - Part 1: Graphite classification by visual analysis (ISO 9451:2019). ISO 21053:2019 Life cycle analysis and recycling of ductile

iron pipes for water applications. ISO 20074:2019 Petroleum and natural gas industry -- Pipeline transportation systems -- Geological hazard risk management for onshore pipeline. ISO 20064:2019 Metallic materials -- Steel -- Method of test for the determination of brittle crack arrest toughness, Kca. ISO 19906:2019 Petroleum and natural gas industries -- Arctic offshore structures. ISO 19901-9:2019 Petroleum and natural gas industries -- Specific requirements for offshore structures -Part 9: Structural integrity management. ISO 13679:2019 Petroleum and natural gas industries -- Procedures for testing casing and tubing connections. ISO 6930:2019 High yield strength steel plates and wide flats for cold forming -- Delivery conditions. ISO 6306:2019 Chemical analysis of steel -- Order of listing elements in steel standards. ISO 4960:2019 Steel strip, cold-reduced with a mass fraction of carbon over 0,25%. ISO 185:2019 Grey cast irons -- Classification.

PROGETTI UNSIDER MESSI ALLO STUDIO DAL CEN (STAGE 10.99) - AGOSTO 2019 == PROGETTI UNSIDER IN INCHIESTA prEN E ISO/DIS - AGOSTO 2019 prEN - PROGETTI DI NORMA EUROPEI prEN ISO 18647 Petroleum and natural gas industries - Modular drilling rigs for offshore fixed platforms (ISO 18647:2017).

Aim news prEN ISO 35103 Petroleum and natural gas industries - Arctic operations - Environmental monitoring (ISO 35103:2017). prEN ISO 19905-3 Petroleum and natural gas industries - Sitespecific assessment of mobile offshore units - Part 3: Floating unit (ISO 19905-3:2017). prEN ISO 35101 Petroleum and natural gas industries - Arctic operations - Working environment (ISO 35101:2017). prEN ISO 35106 Petroleum and natural gas industries - Arctic operations - Metocean, ice, and seabed data (ISO 35106:2017). prEN ISO 27509 Petroleum and natural gas industries - Compact flanged connections with IX seal ring (ISO/DIS 27509:2019). prEN 17415-1 District cooling pipes - Bonded single pipe systems for directly buried cold water networks - Part 1: Factory made pipe assembly of steel or plastic service pipe, polyurethane thermal insulation and a casing of polyethylene. prEN 17414-1 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 1: Classification, general requirements and test methods. prEN 17414-2 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 2: Bonded system with plastic service pipes - Requirements and test methods. prEN 17414-3 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 3: Non bonded system with plastic service pipes - Requirements and test methods. prEN ISO 8062-3 Geometrical product specifications (GPS) Dimensional and geometrical tolerances for moulded parts - Part 3: General dimensional and geometrical tolerances and machining allowances for castings (ISO/DIS 80623:2019). prEN ISO 23062 Foundry machinery - Safety requirements for molding and coremaking machinery and associated equipment (ISO/DIS 23062:2019). prEN 10371 Metallic materials - Small punch test method. prEN ISO 12004-1 Metallic materials - Sheet and strip - Determination of forming-limit curves - Part 1: Measurement and application of forminglimit diagrams in the press shop (ISO/DIS

12004-1:2019).

of ductile iron pipelines.

prEN ISO 12004-2 Metallic materials - Sheet and strip - Determination of forming-limit curves - Part 2: Determination of forming-limit curves in the laboratory (ISO/DIS 12004-2:2019).

ISO/DIS 12004-1 Metallic materials -- Sheet and strip -- Determination of forming-limit curves -- Part 1: Measurement and application of forminglimit diagrams in the press shop.

prEN ISO 6892-1 Metallic materials - Tensile testing - Part 1: Method of test at room temperature (ISO/ FDIS 6892-1:2019).

ISO/DIS 12004-2 Metallic materials -- Sheet and strip -- Determination of forming-limit curves -- Part 2: Determination of forming-limit curves in the laboratory.

prEN 10219-3 Cold formed welded steel structural hollow sections - Part 3: Technical delivery conditions for mechanical engineering purposes.

ISO/DIS 8180 Ductile iron pipelines -- Polyethylene sleeving for site application.

prEN 10210-3 Hot finished steel structural hollow sections - Part 3: Technical delivery conditions for mechanical engineering purposes.

ISO/DIS 6934-4 Steel for the prestressing of concrete -- Part 4: Strand.

prEN 10369-1 Prestressing steels - Protected and sheathed strands for prestressing - Part 1: General requirements.

Progetti UNSIDER al voto FprEN e ISO/ FDIS - agosto 2019

prEN 10369-2 Prestressing steels - Protected and sheathed strands for prestressing - Part 2: Sliding strands.

EN 14901-1:2014/FprA1 Ductile iron pipes, fittings and accessories Requirements and test methods for organic coatings of ductile iron fittings and accessories - Part 1: Epoxy coating (heavy duty)

prEN 10370 Steel for the reinforcement of concrete Stainless steel. prEN 10369-3 Prestressing steels - Protected and sheathed strands for prestressing - Part 3: Adherent strands. prEN 10372 Quality tracking system for flat steel products using barcode - Printing, reading and information processing. prEN 10340-2 Steel castings for structural uses - Part 2: Technical delivery conditions. ISO/DIS - PROGETTI DI NORMA INTERNAZIONALI ISO/DIS 27509 Petroleum and natural gas industries -- Compact flanged connections with IX seal ring. ISO/DIS 21857 Petroleum, petrochemical and natural gas industries -- Prevention of corrosion on pipeline systems influenced by stray currents.

FprEN - progetti di norma europei

ISO/FDIS - progetti di norma internazionali ISO 10893-3:2011/PRF Amd 1 Non-destructive testing of steel tubes -- Part 3: Automated full peripheral flux leakage testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) ferromagnetic steel tubes for the detection of longitudinal and/ or transverse imperfections -- Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch. ISO/PRF 10679 Steel -- Cast tool steel. ISO/FDIS 6935-2 Steel for the reinforcement of concrete -- Part 2: Ribbed bars. ISO/FDIS 6892-1 Metallic materials -- Tensile testing -- Part 1: Method of test at room temperature. ISO/PRF 3183 Petroleum and natural gas industries -- Steel pipe for pipeline transportation systems.

ISO/DIS 21051 Construction and installation of ductile iron pipeline system. ISO/DIS 16134 Earthquake and subsidence-resistant design

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Atti e notizie AIM - UNSIDER Norme pubblicate e progetti in inchiesta (aggiornamento 29 Agosto 2019)

NORME PUBBLICATE E PROGETTI ALLO STUDIO (ELENCO) NORME UNSIDER PUBBLICATE DA UNI NEL MESE DI AGOSTO 2019 UNI EN ISO 19900:2019 Industrie del petrolio e del gas naturale Requisiti generali per le strutture in mare aperto. EC 1-2019 UNI EN 13480-8:2017 Tubazioni industriali metalliche - Parte 8: Requisiti addizionali per tubazioni di alluminio e leghe di alluminio. EC 1-2019 UNI EN 13480-6:2019 Tubazioni industriali metalliche - Parte 6: Requisiti addizionali per tubazioni interrate.

EN 10025-3:2019 Hot rolled products of structural steels - Part 3: Technical delivery conditions for normalized/normalized rolled weldable fine grain structural steels. EN 10025-4:2019 Hot rolled products of structural steels - Part 4: Technical delivery conditions for thermomechanical rolled weldable fine grain structural steels. EN 10025-5:2019 Hot rolled products of structural steels - Part 5: Technical delivery conditions for structural steels with improved atmospheric corrosion resistance.

EC 1-2019 UNI EN 13480-5:2019 Tubazioni industriali metalliche - Parte 5: Collaudo e prove.

EN 10025-6:2019 Hot rolled products of structural steels - Part 6: Technical delivery conditions for flat products of high yield strength structural steels in the quenched and tempered condition.

EC 1-2019 UNI EN 13480-2:2018 Tubazioni industriali metalliche - Parte 2: Materiali.

ISO 19903:2019 Petroleum and natural gas industries -Concrete offshore structures.

EC 1-2019 UNI EN 13480-1:2019 Tubazioni industriali metalliche - Parte 1: GeneralitĂ .

ISO 10426-3:2019 Petroleum and natural gas industries -Cements and materials for well cementing -- Part 3: Testing of deepwater well cement formulations.

NORME UNSIDER RITIRATE DA UNI NEL MESE DI AGOSTO 2019 UNI EN ISO 19900:2014 Industrie del petrolio e del gas naturale Requisiti generali per le strutture offshore.

ISO 3085:2019 Iron ores -- Experimental methods for checking the precision of sampling, sample preparation and measurement.

NORME UNSIDER PUBBLICATE DA CEN E ISO NEL MESE DI AGOSTO 2019

Progetti UNSIDER messi allo studio dal CEN (Stage 10.99) - settembre 2019

EN ISO 19906:2019 Petroleum and natural gas industries - Arctic offshore structures (ISO 19906:2019).

prEN ISO 15663 rev Petroleum and natural gas industries - Life cycle costing.

EN ISO 13679:2019 Petroleum and natural gas industries - Procedures for testing casing and tubing connections (ISO 13679:2019).

EN 14901-1:2014+A1 Ductile iron pipes, fittings and accessories Requirements and test methods for organic coatings of ductile iron fittings and accessories - Part 1: Epoxy coating (heavy duty).

EN 10025-2:2019 Hot rolled products of structural steels - Part 2: Technical delivery conditions for non-alloy structural steels.

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Progetti UNSIDER in inchiesta prEN e ISO/DIS - settembre 2019

prEN - progetti di norma europei prEN 17415-1 District cooling pipes - Bonded single pipe systems for directly buried cold water networks - Part 1: Factory made pipe assembly of steel or plastic service pipe, polyurethane thermal insulation and a casing of polyethylene. prEN 17414-1 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 1: Classification, general requirements and test methods. prEN 17414-2 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 2: Bonded system with plastic service pipes - Requirements and test methods. prEN 17414-3 District cooling pipes - Factory made flexible pipe systems - Part 3: Non bonded system with plastic service pipes - Requirements and test methods. prEN ISO 8062-3 Geometrical product specifications (GPS) Dimensional and geometrical tolerances for moulded parts - Part 3: General dimensional and geometrical tolerances and machining allowances for castings (ISO/DIS 80623:2019). prEN ISO 6892-1 Metallic materials - Tensile testing - Part 1: Method of test at room temperature (ISO/ FDIS 6892-1:2019). prEN ISO 4947 Steel and cast iron - Determination of vanadium content - Potentiometric titration method (ISO/DIS 4947:2019). prEN 10219-3 Cold formed welded steel structural hollow sections - Part 3: Technical delivery conditions for mechanical engineering purposes. prEN 10210-3 Hot finished steel structural hollow sections - Part 3: Technical delivery conditions for mechanical engineering purposes. EN ISO 10893-1:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes - Part

Aim news 1: Automated electromagnetic testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the verification of hydraulic leaktightness - Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch; change acceptance criteria (ISO 10893-1:2011/DAM 1:2019). EN ISO 10893-2:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes Part 2: Automated eddy current testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the detection of imperfections - Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch; change acceptance criteria (ISO 10893-2:2011/ DAM 1:2019). EN ISO 10893-3:2011/prA2 Non-destructive testing of steel tubes - Part 3: Automated full peripheral flux leakage testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) ferromagnetic steel tubes for the detection of longitudinal and/ or transverse imperfections - Amendment 2: Change acceptance criteria (ISO 108933:2011/DAM 2:2019).

EN 10222-4:2017/prA1 Steel forgings for pressure purposes - Part 4: Weldable fine grain steels with high proof strength. EN 10222-2:2017/prA1 Steel forgings for pressure purposes - Part 2: Ferritic and martensitic steels with specified elevated temperatures properties. ISO/DIS - progetti di norma internazionali ISO/DIS 21736 Refractories -- Test methods for thermal shock resistance. ISO/DIS 21051 Construction and installation of ductile iron pipeline system. ISO/DIS 16134 Earthquake- and subsidence-resistant design of ductile iron pipelines.

EN ISO 10893-8:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes - Part 8: Automated ultrasonic testing of seamless and welded steel tubes for the detection of laminar imperfections - Amendment 1: Change acceptance criteria (ISO 108938:2011/DAM 1:2019).

ISO 10893-1:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 1: Automated electromagnetic testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the verification of hydraulic leaktightness -- Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch; change acceptance criteria.

EN ISO 10893-9:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes - Part 9: Automated ultrasonic testing for the detection of laminar imperfections in strip/plate used for the manufacture of welded steel tubes - Amendment 1: Change acceptance criteria (ISO 10893-9:2011/DAM 1:2019).

ISO 10893-2:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 2: Automated eddy current testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the detection of imperfections -- Amendment 1: Change of dimensions of the reference notch; change acceptance criteria.

EN ISO 10893-10:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 10: Automated full peripheral ultrasonic testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the detection of longitudinal and/or transverse imperfections -- Amendment 1: Change the ultrasonic test frequency of transducers; change of acceptance criteria. EN ISO 10893-11:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes - Part 11: Automated ultrasonic testing of the weld seam of welded steel tubes for the detection of longitudinal and/or transverse imperfections - Amendment 1: Change the ultrasonic test frequency of transducers; change of acceptance criteria (ISO 1089311:2011/DAM 1:2019). EN ISO 10893-12:2011/prA1 Non-destructive testing of steel tubes - Part 12: Automated full peripheral ultrasonic thickness testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes - Amendment 1: Change of acceptance criteria (ISO 10893-12:2011/DAM 1:2019).

ISO 10893-3:2011/DAmd 2 Non-destructive testing of steel tubes -Part 3: Automated full peripheral flux leakage testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) ferromagnetic steel tubes for the detection of longitudinal and/ or transverse imperfections -- Amendment 2: Change acceptance criteria. ISO 10893-8:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -- Part 8: Automated ultrasonic testing of seamless and welded steel tubes for the detection of laminar imperfections -- Amendment 1: Change acceptance criteria.

Part 10: Automated full peripheral ultrasonic testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes for the detection of longitudinal and/or transverse imperfections -- Amendment 1: Change the ultrasonic test frequency of transducers; change of acceptance criteria. ISO 10893-11:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 11: Automated ultrasonic testing of the weld seam of welded steel tubes for the detection of longitudinal and/or transverse imperfections -- Amendment 1: Change the ultrasonic test frequency of transducers; change of acceptance criteria. ISO 10893-12:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 12: Automated full peripheral ultrasonic thickness testing of seamless and welded (except submerged arc-welded) steel tubes -- Amendment 1: Change of acceptance criteria. ISO/DIS 10426-2 Petroleum and natural gas industries -- Cements and materials for well cementing -Part 2: Testing of well cements. ISO/DIS 8180 Ductile iron pipelines -- Polyethylene sleeving for site application. ISO/DIS 6934-4 Steel for the prestressing of concrete -- Part 4: Strand ISO/DIS 4947 Steel and cast iron -- Determination of vanadium content -- Potentiometric titration method. Progetti UNSIDER al voto FprEN e ISO/ FDIS - settembre 2019 FprEN - PROGETTI DI NORMA EUROPEI == ISO/FDIS - PROGETTI DI NORMA INTERNAZIONALI ISO/FDIS 22055 Switch and crossing rails. ISO/FDIS 6892-1 Metallic materials -- Tensile testing -- Part 1: Method of test at room temperature.

ISO 10893-9:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes -Part 9: Automated ultrasonic testing for the detection of laminar imperfections in strip/ plate used for the manufacture of welded steel tubes -- Amendment 1: Change acceptance criteria. ISO 10893-10:2011/DAmd 1 Non-destructive testing of steel tubes --

La Metallurgia Italiana - n. 9 2019

Aim news il roadshow dell’innovazione per la filiera siderurgica. Tre giornate nei luoghi simbolo dell’innovazione digitale per immaginare e costruire l’industria di domani.

3 ottobre 2019

L’universo digitale e il futuro dell’automotive

17 e 18 ottobre 2019

Le Sfide dell’Innovazione - La Siderurgia Digitale

29 novembre 2019

Il mercato dell’acciaio nel centro-sud. Tecnologie per innovare.

in collaborazione con

programma info e biglietteria: www.siderweb.com

Genova 2020 6-8 maggio

convegno nazionale

6-8 maggio

trattamenti termici

27th AIM National Conference & Exhibition on Heat Treatment

www.aimnet.it/tt.htm AIM è lieta di annunciare la 27° edizione del Convegno Nazionale Trattamenti Termici, il più autorevole ed affermato evento sui trattamenti termici a livello nazionale. Il Convegno – mostra si svolgerà nei giorni 6-8 maggio 2020 a Genova, dove si tenne la prima edizione nel 1960. Sede dell’evento saranno i Magazzini del Cotone, nel bellissimo contesto del porto antico di Genova. Maggiori informazioni saranno presto disponibili sul sito dell’evento: www.aimnet.it/tt.htm

Segreteria organizzativa Organising Secretariat

Via F. Turati 8 - Milano (Italy) Tel. +39 02 76021132 info@aimnet.it www.aimnet.it

AIM is proud to announce the 27th National Conference on Heat Treatment! The Conference &Exhibition will be held on May 6-8, 2020 at the Magazzini del Cotone, a former cotton storehouse, located in a picturesque setting right on the old harbour of Genoa. All information will be soon available at: www.aimnet.it/tt.htm

igiene delle leghe

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5-6 novembre 2019, Carmagnola (TO) c/o Teksid Aluminum

Organizzato dai Centri di Studio Metalli Leggeri e Pressocolata della

presentazione Nello sviluppo tecnico dei getti in lega leggera, e non solo nel settore automobilistico, si va affermando la tendenza di associare gruppi di particolari in un unico getto più grande e complesso, ottenuto anche con l’impiego di anime. Parallelamente, le prestazioni richieste ai getti aumentano in relazione ad applicazioni vieppiù gravose e alla riduzione degli spessori medi, derivante dalla necessità di alleggerimento. Inoltre, ai particolari colati vengono oggi richieste finiture “estetiche” anche per applicazioni “sotto cofano”. In questo scenario l’effetto dei difetti derivanti da una cattiva igiene della lega impiegata (con questa espressione intendiamo le attività volte a limitare la formazione e a rimuovere inclusioni, assorbimento di gas, ecc., oltre ai trattamenti per migliorare le caratteristiche delle leghe) diventa ancora più evidente che in passato. La risposta più convincente da parte delle fonderie operanti nel settore dei getti in lega leggera è, allora, la capacità di associare sempre meglio elevati livelli qualitativi e incremento delle prestazioni. Per poter rispondere a questa sfida, è indubbiamente necessaria una approfondita conoscenza del processo di fonderia, a partire dai trattamenti da effettuare sulla lega liquida. I Centri di Studio Metalli Leggeri e Pressocolata dell’Associazione Italiana di Metallurgia, con la sesta edizione del Corso “Igiene delle leghe di alluminio da fonderia” intendono offrire, su questi aspetti, un mezzo di formazione ed aggiornamento adeguato ed efficace. II Corso prevede infatti la presenza di docenti con esperienza scientifica e tecnica, in grado di proporre i vari argomenti con un taglio applicativo, focalizzato sulle esigenze e sulle problematiche delle fonderie. Inoltre, il luogo scelto per il corso porta a diretto contatto con il sistema produttivo delle leghe e dei getti, in una sede prestigiosa e ricca di tradizione, e pur sempre tra le maggiori a livello mondiale. Il Corso è rivolto ad un vasto uditorio, che comprende non solo i tecnici direttamente interessati alla produzione ma anche e soprattutto i progettisti e gli utilizzatori finali dei getti, affinché possano conoscere appieno i pregi e i limiti, sia dei materiali, sia delle tecnologie; tali conoscenze saranno preziose da un lato per migliorare e ottimizzare la progettazione, dall’altro per sapere quanto è lecito pretendere dai getti. L’articolazione del Corso è prevista su due giornate, con programma che offre una indubbia opportunità di arricchimento tecnico e professionale a tutti i partecipanti. Il programma completo è disponibile sul sito: www.aimnet.it

Coordinatore del corso: Giorgio Muneratti

Via F. Turati, 8 · 20121 Milano Partita IVA: 00825780158 Tel. 02-76021132 / 02-76397770 e-mail: spedizioni@aimnet.it www.aimnet.it

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