Transcript deformazione assistita da corrente di acciai inossidabili bifasici

UNIVERSITÀDEGLISTUDIDIPADOVA
DIPARTIMENTODIINGEGNERIAINDUSTRIALE
CORSODILAUREAININGEGNERIADEIMATERIALI
TesidiLaureaMagistraleinIngegneriadeiMateriali
(LaureamagistraleDM270/04–indirizzoMateriali)
DEFORMAZIONEASSISTITADACORRENTEDIACCIAI
INOSSIDABILIBIFASICI
Relatore:Prof.IreneCalliari
Laureando:CLAUDIOGENNARI
ANNOACCADEMICO2015–2016
Indice
Scopodellatesi
Introduzione Capitolo1:Effettoelettroplastico
1.1Storia
1.2Fenomeniindottidall’EPE
1.3Effettisecondari 1.4Statodellaricerca
Capitolo2:Acciaiinossidabiliduplex
2.1Classificazione 2.2Metallurgiafisica 2.2.1Elementialliganti
2.2.2Solidificazione 2.2.3Fasisecondarie 2.2.4StackingFaultEnergy Capitolo3:MaterialieMetodi
3.1Materiale 3.2Preparazionecampioni 3.3Generatoredicorrente 3.4Regimitermici 3.5Proveditrazione 3.6Caratterizzazione Capitolo4:Risultati
4.1Materialeallostatodifornitura 4.2SAF2205 4.2.1Proveditrazione
4.2.1.1Velocitàdideformazione 4.2.1.2Regimitermici
4.2.1.3Correntecontinuaetemperatura
4.3SAF2304 4.3.1Proveditrazione
4.3.1.1Velocitàdideformazione 4.3.1.2Regimitermici
4.3.1.3Correntecontinuaetemperatura
4.4Confronticorrenteetemperatura
Capitolo5:Discussione
Conclusioni Bibliografia 1
3
11
12
12
14
15
22
3
5
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25
25
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26
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31
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36
36
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45
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50
53
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65
67
ScopodellaTesi
L’argomentoditesifapartediunprogettodiricercapiùampiochevedecoinvoltiigruppidiricerca
diIngegneriadeiMateriali,IngegneriaMeccanicaeIngegneriaElettrica,afferentialDipartimentodi
IngegneriaIndustrialedell’UniversitàdiPadova.
Ilprogettodiricercaconsistenellostudioenellacaratterizzazionedell’effettoelettroplastico,con
loscopodiidentificarel’influenzadeivariparametridiprocesso(intensitàeregimedicorrente,
durataeperiododell’impulsoelettrico,velocitàdideformazione,etc.)permigliorarelaformabilità
dialcuneleghemetallichedielevatointeressetecnologico.
L’obiettivodellatesièlostudiodelfenomenoelettroplasticoel’identificazionedeglieffettidella
correntecontinuasullaformabilitàdiacciaiinossidabilibifasiciSAF2304eSAF2205durantelaprova
ditrazionemonoassiale.
Inizialmente si è effettuata la caratterizzazione del materiale allo stato di fornitura tramite
diffrazioneairaggiXemetallografiaperladeterminazionedelladirezionedilaminazioneedelle
frazionivolumetrichedifasipresenti;inseguitosisonocondottedelleproveperidentificareiregimi
termiciraggiuntidaicampioniattraversatidavariedensitàdicorrente.Sièprocedutopoiconle
proveditrazionealledensitàdicorrenteprecedentementeidentificateeairegimitermiciraggiunti
dai campioni sotto tensione di modo da separare il possibile effetto elettroplastico da quello
prettamentetermico.Lacaratterizzazionedeicampionisottopostiaprovaditrazioneèstatafatta
permezzodimetallografiaotticaedelettronica.
1
2
Introduzione
Capitolo1:Effettoelettroplastico
1.1Storia
Leprimericerchesulruolochehalacorrenteelettricaduranteladeformazioneplasticadeimetalli
risalgonoallametàdelsecoloscorsoinRussiaperdiffondersifinoagliStatiUnitinellasecondametà
delventesimosecolo.Algiornod’oggimolteuniversitàelaboratoridiricercastannoindagandosu
questofenomenodielevatointeressetecnologico.
Nel1959,Machlinetal.[1]hannocondottoricerchesull’effettodell’elettricitàsulclorurodisodio,
scoprendo che la corrente elettrica influenza molto le proprietà meccaniche del materiale quali
duttilità, sforzo massimo a rottura e sforzo di snervamento. In seguito, Nabarro [2] ha discusso
l’effettodellacorrenteelettricasuimetalliinunapartedelsuolibro(1967).Nel1969,Troitskiietal.
[3] hanno indagato l’effetto dell’elettricità sul movimento delle dislocazioni studiando il
comportamentodidiverseleghedizinco,stagno,piomboeindio,arrivandoallaconclusioneche
impulsi di corrente elettrica durante la deformazione plastica dei materiali riducono
significativamentelosforzonecessarioadeformarli.Nel1982Klimovetal.[4]hannodimostrato
chel’effettodellacorrenteelettricasullastrutturadelmaterialenonavevanullaachefareconil
riscaldamentopereffettoJoule.Nel1988Xuetal.[5]conducendoanalisimicrostrutturalihanno
scopertocheilpassaggiodicorrentecontinuasumaterialiabasetitaniocausavanounaumento
dellavelocitàdiricristallizzazionedellaadimensionemediadellagranacristallina.InseguitoChen
etal.[6,7]hannoidentificatounacorrelazionetrailflussodicorrenteelaprecipitazionedicomposti
intermetallici(sistemaSn/CueSn/Ni).Nel2000,Conradetal.[8-10]hannoscopertocheimpulsidi
corrente di durata molto breve e di elevata intensità influenzano la deformazione plastica sia di
metalli che di materiali ceramici. Nel 2005 Heigel et al. [11] hanno investigato le modificazioni
microstrutturalidellalegadialluminio6061inseguitoall’applicazionedicorrentecontinua.
Negli ultimi anni le ricerche si sono focalizzate su come la corrente elettrica influisca sul
comportamentomeccanicodidiverseleghemetalliche.Nel2007Andrawesetal.[12]riuscironoa
stabilirechelacorrentecontinuadiminuivadrasticamentel’energianecessariaperladeformazione
monoassialeintensionedell’alluminio6061-T6511senzaunelevatoincrementoditemperatura.
Perkins et al. [13] hanno studiato il comportamento di diverse leghe metalliche deformate in
compressioneconl’applicazionedellacorrenteelettricastabilendocheilflussodielettroniriduce
3
notevolmentelaforzaneccesariaeaumentandoladeformazionearotturadelmateriale.Sempre
nel 2007, Ross et al. [14] scoprirono che per alcune leghe metalliche l’applicazione di corrente
continuaduranteproveditensionemonoassialenonostantediminuisselaforzanecessariaperla
deformazione,limitavaanchel’entitàmassimadelladeformazione,portandoallarotturaprematura
del materiale. Nel 2008 Roth et al. [15] sono riusciti ad incrementare la formabilità della lega di
alluminio 5754 del 400% applicando corrente elettrica con onda squadra invece che continua.
Salandroetal.[16]hannoesaminatol’effettodellacorrentepulsatasutredifferentitrattamenti
termicididuetipidileghedialluminiodellaserie5000(5052e5083).Piùtardi,nel2009,sempre
Salandroetal.[17]hannoscopertounadipendenzalinearetraladensitàdicorrenteeladurata
dell’impulso nel Mg AZ31B-O durante prove di trazione seguite da analisi microstrutturali sulla
stessa lega condotte da McNeal et al. [18]. Green et al. [19] sono riusciti ad eliminare
completamentelospringbackinlamieredilegadialluminio6111grazieadunsingoloimpulsodi
corrente di elevata densità e di durata relativamente breve. Si è riusciti ad aumentare la
deformabilità a compressione di leghe di magnesio del 400% sempre grazie all’applicazione di
corrente elettrica durante la deformazione [20]. Nel 2009 Salandro e Roth [21] sono riusciti ad
incrementarelaformabilitàdellalegadialluminio5052riducendolaforzanecessaria.Siopisetal.
[22] hanno investigato come differenti proprietà microstrutturali influenzano la fattibilità del
processodimicroestrusioneassistitodacorrente.Inparticolaresonoarrivatiallaconclusioneche
unmaterialecongranapiùfinafavorisceilfenomenoelettroplastico,mentreunmaterialeagrana
piùgrossa,conminorbordigranodiminuiscel’effettoelettroplastico.InunaltrolavorodiSiopiset
al. [23] hanno determinato che l’effetto elettroplastico aumenta all’aumentare della densità di
dislocazioni presenti nel materiale. Dzialo et al [24] hanno esaminato l’effetto della densità di
correnteedelcontenutodizincoduranteformaturaassistitadacorrentedileghedirame.
Figura1.1Timelinedeigruppidiricercaedelleuniversitàstranierechehannoestannostudiandol’effettoelettrpolastico[25]
4
1.2Fenomeniindottidall’EPE
Le teorie più recenti ipotizzano che l’effetto elettroplastico sia causato principalmente
dall’interazionetradislocazioniedelettroniesonostatiidentificatitreeffetticheinduconol’EPE:
•
RiscaldamentopereffettoJoulelocalizzato
•
Ventoelettronico
•
Eccessodielettroni
Riscaldamentopereffettojoulelocalizzato
Ilriscaldamentopereffettojoulelocalizzatosièipotizzatocheaumentilamobilitàdelledislocazioni
contribuendoaimotidiffusiviall’internodelmaterialeedèdescrittodallarelazioneseguente:
∆𝑇 =
$∙&' ∙()
*) ∙+
(1.1)
Doveρrappresentalaresistivitàdelmateriale,Jladensitàdicorrente,𝑡- laduratadell’impulsodi
corrente,𝑐- ilcalorespecificoapressionecostanteedèladensitàdelmateriale.Nonostantenel
casodiimpulsidicorrentediduratadell’ordinedeiµsl’aumentoditemperaturanonsiasostanziale,
alivellomicroscopicoèpossibilechelatemperaturasialzinotevolmenteacausadivariazionidella
resistivitàdovuteallapresenzadidifetti[15].
Daconsiderareinoltreilfattocheduranteladeformazioneplastical’aumentodeidifettiall’interno
delmaterialecausaunaumentodellaresistivitàcheacorrentecostantesitraduceinunaumento
dellatemperaturadelmateriale.E’dunquenecessariounsistemadiraffreddamentoefficaceper
riuscirealimitareilriscaldamentopereffettoJouleediconseguenzariuscireaseparareilcontributo
termicodaquelloelettricoduranteladeformazionedelmateriale.
Ventoelettronico
L’interazionedirettatradislocazioniedelettroniavvieneappuntoquandoglielettroniintrodotticon
lacorrenteimpattanodirettamentesuunadislocazionefornendoenergiachesommataaquella
meccanicapermetteilflussoplasticodelmaterialeasforziinferiori,migliorandoneladeformazione
plasticaeladuttilità[26].Laforzachelacorrenteelettricaesercitasulmaterialeèdescrittadalla
seguenterelazione:
𝐹01 = 𝑒 ∙ 𝑛0 ∙ 𝐽 ∙
5
$
56
(1.2)
Dove𝐹01 rappresentalaforzadelventoelettronico(electronwind)perdislocazionedilunghezza
unitaria, e è la carica dell’elettrone, 𝑛0 è la densità elettronica,
$
56
è la resistività specifica per
lunghezzaunitariadidislocazionecon𝑁+ densitàdidislocazioni.
Eccessodielettroni
L’eccessodielettronifavorisceilrompersieilriformarsideilegamipropridelmetallo,favorendola
deformazioneplasticaeladuttilitàdelmateriale[27].Ilcambiodistrutturaelettronica,inoltre,in
corrispondenza di difetti può essere un fattore molto importante per l’instaurarsi del fenomeno
elettroplastico.E’risaputocheilriarrangiamentodeglielettroninellabandadiconduzionedurante
ladeformazioneplasticacausaunavariazionelocalenellasimmetriaelettronica,diconseguenza
oltreadinterazioniditipoelasticoedidipoloelettrico,èpossibilecheglielettroniinteragiscano
ancheconilegaminonsaturatichepotrebberoesistereinalcunedislocazioni.[28]
Nonostantesisiaosservatocheimaterialiconstrutturacristallinacubicaacorpocentratosonopiù
proniapresentareilfenomenoelettroplasticorispettoaquellicubiciafaccecentrate[29],nonè
ancorastatostabilitoconcertezzaqualeproprietàmetallurgicasiaresponsabiledell’instaurarsio
menodell’effettoelettroplastico.
E’statoipotizzato,analizzandolaletteratura,cheunparametrochepotrebbeinfluirepossaessere
la stacking fault energy del materiale o quella relativa alle fasi presenti nel caso di materiale
polifasico.
1.3Effettisecondari
Risonanzadelreticolocristallino
Segliimpulsidicorrentesonoinfaseconlalunghezzad’ondaconcuipuòessererappresentatala
strutturacristallina,mandanoinrisonanzaquest’ultima,favorendoilmovimentodelledislocazioni
nelladirezionedideformazione,migliorandolaplasticitàdelmateriale[30].
Campomagneticoindotto
Alcuni ricercatori [31] propongono che l’aumento di duttilità sia dovuto al disancoraggio delle
dislocazioni da ostacoli deboli a causa del campo magnetico indotto dal passaggio di corrente.
Questo non spiegherebbe l’instaurarsi dell’EPE nei metalli BCC dato che il meccanismo di
deformazione è governato non tanto dalla velocità di depinning delle dislocazioni quanto dalla
6
frequenzadisuperamentodellebarrierediPeierls,mal’influenzadellacorrenteelettricasuqueste
ultimenonèancorastatastudiata.
Trasformazionedifaseindottedadeformazione
Alcune leghe metalliche sono eccezionalmente formabili perché sfruttano l’effetto TRIP
(Transformation Induced Plasticity) che consiste nella nucleazione di una nuova fase durante la
deformazioneplasticachehalacapacitàdiassorbirealtraenergiaperchérelativamenteprivadi
difettiequindiincrudibile.
Figura2.1Relazionetraenergialiberaetemperaturadurantelatrasformazionemartensitica
Come si vede dalla figura 2.1 austenite e martensite sono in equilibrio termodinamico alla
temperatura T0 perché hanno la stessa energia libera. Quando non vi è energia disponibile, la
minima energia libera necessaria per la trasformazione martensitica è pari a ΔGcrit, differenza di
energia libera chimica ΔGch tra austenite residua e martensite alla temperatura Ms (Martensite
start).DuranteladeformazioneplasticalatrasformazionedifasepuòavveniretraMseMdsesi
fornisce l’energia necessaria alla trasformazione. L’energia interna di deformazione u è causata
dall’accumulo di dislocazioni in corrispondenza di ostacoli molto forti quali bordi grano, di
conseguenza l’energia libera di deformazione necessaria perché avvenga la trasformazione
martensiticapuòesseredescrittadallaseguenterelazione:
𝑢9 = ∆𝐺*;<( − ∆𝐺*> 7
(1.3)
In presenza di una corrente elettrica, l’energia per la trasformazione martensitica conta di tre
contributi:l’energialiberachimica,l’energiainternadideformazioneel’energialiberaintrodotta
conlacorrenteelettrica∆𝐺?@ .Conilcontributoenergeticodellacorrenteelettrical’energiainterna
dideformazionesaràparia:
A
𝑢9 = ∆𝐺*;<( − ∆𝐺*> − ∆𝐺?@ (1.4)
Da cui ne deriva che l’energia di deformazione necessaria perché avvenga la trasformazione
A
martensitica𝑢9 èminorerispettoa𝑢9 nelcasoincui∆𝐺?@ > 0.Ciòsignificachelatrasformazione
martensitica è favorita in presenza di corrente elettrica sempre se l’effetto Joule non causi un
innalzamentodellatemperaturaoltreMd.
8
1.4Statodellaricerca
IgruppidiricercadiIngegneriaIndustrialedell’UniversitàdeglistudidiPadovaincollaborazionecon
l’Università di Novosibirsk si stanno occupando da diversi anni della ricerca sull’effetto
elettroplastico.
Le prime prove sono state effettuate su un acciaio inossidabile austenitico AISI 316L e su rame
C11000 [32], ed è stato osservato che l’applicazione di corrente continua durante la prova di
trazione monoassiale, sia per l’AISI 316L che per il rame ha portato ad una diminuzione
dell’allungamento a rottura. La ricerca è proseguita andando a studiare l’acciaio inossidabile
ferritico AISI 430 [32] per verificare la dipendenza dell’effetto elettroplastco dalla struttura
cristallina.Sonostateeffettuateproveditrazioneincorrentecontinuaedincorrentepulsataedè
statoosservatounaumentodell’allungamentoarottura.Illavorodiricercaèproseguitoandandoa
studiarelalegadialluminioAA1050H24[33]chehamostratounaumentodellaformabilitàdel
materiale del 50 % in un range medio basso di densità di corrente mentre a densità di corrente
superioriai55A/mm2siassisteadunpeggioramentodellaformabilità.
E’statoipotizzato[33]cheilfenomenoelettroplasticosiainfluenzatodalvaloredellaStackingFault
Energy (SFE) del materiale, proprietà che influenza anche i meccanismi di movimento delle
dislocazioniduranteladeformazioneplastica.
9
10
Capitolo2:AcciaiinossidabiliDuplex
2.1Classificazione
Sonoacciaichepresentanounastrutturabifasicaaustenoferritica,colatiinFranciaattornoaglianni
30pererrore,sonostatioggettodielevatointeressetecnologicograzieallaloroelevataresistenza
acorrosioneedeccezionaliproprietàmeccaniche.Iprimiduplexcopertidabrevettorisalgonoalla
finedeglianni30etrail1950eil1970furonoeseguitimoltilavoripermigliorarnelalavorabilitàa
caldo,lasaldabilitàelaresistenzaacorrosionecheportòallacommercializzazionedeiprimiacciai
inossidabilibifasici.
L’interessecommercialedegliultimitrent’annineiloroconfrontièdovutoprincipalmentealloro
bassocosto(anche25%inmenorispettoagliacciaiaustenitici)graziealbassocontenutodiNickel
inlega,elementoilcuiprezzoècresciutomolto.NonostanteilbassocontenutodiNickel,direcente
sonostatisviluppatialtrigradiconcontenutodiNickeleMolibdenoancoraminore,sempreacausa
delloroelevatocosto,prendendoilnomediLeanDuplex(LDX).DiquestafamigliafannoparteLDX
2101,2304,2404e2205.
Tabella2.1ComposizionechimicadeiprincipaliLeanDuplex
%C
%N
%Cr
%Ni
%Mo
Altri
LDX2101
0,03
0,22
21,5
1,5
0,3
5%Mn
LDX2304
0,02
0,1
23
4,8
0,3
-
LDX2404
0,02
0,27
24
3,6
1,6
3%Mn
LDX2205
0,02
0,17
22
5,7
5,7
-
Inambientiincuilacorrosionegeneralizzatanonpermettel’utilizzodegliacciaiinoxferriticiela
corrosione sotto stress preclude l’impiego di quelli austenitici i duplex emergono. Una
classificazione generale degli acciai duplex avviene grazie all’utilizzo dell’indice di resistenza alla
corrosione per vaiolatura PREN (Pitting Resistance Equivalent Number), parametro che dipende
principalmentedallacomposizionechimicadell’acciaio:
𝑃𝑅𝐸5 = 𝑤𝑡%𝐶𝑟 + 3.3𝑤𝑡%𝑀𝑜 + 16𝑤𝑡%𝑁
(2.1)
EsistonoalcunigradicheutilizzanocomeelmentoalliganteilTungsteno,nelqualcasol’indiceda
considerarediventa:
𝑃𝑅𝐸R = 𝑤𝑡%𝐶𝑟 + 3.3𝑤𝑡%[𝑀𝑜 + 0.5𝑤𝑡%𝑊] + 16𝑤𝑡%𝑁
11
(2.2)
Gli indici di resistenza alla corrosione per vaiolatura tengono in considerazione solamente la
composizione chimica della lega e non la microstruttura che può presentare disomogeneità
localizzatedovuteallaprecipitazionedifasisecondarieoppureallanonuniformepartizionedegli
elementitraleduefasi,fattoricheinfluenzanomoltolaresistenzaallavaiolaturadellalega.
2.2Metallurgiafisica
Gliacciaiinossidabiliduplexpresentanounastrutturabifasicacostituitadagraniausteniticiimmersi
inunamatriceferritica.Questastrutturapresentaottimeproprietàmeccanicheaffiancateadottima
resistenzaacorrosionedaunlato,dall’altropropriolanaturabifasicadellastrutturapuòcreare
grossiproblemiseiprocessiaiqualièsottopostol’acciaiononsonobencontrollatiinterminidi
temperaturaedurata.Quest’ultimoscenariopuòcausarelaprecipitazionedifasisecondare(faseχ
efaseϬ),laprecipitazionedicarburienitruri,laformazionedimartensiteindottadadeformazione
(StrainInducedMartensiteSIM),tuttealtamentedeleteriesiaperlecaratteristichemeccanicheche
perlaresistenzaacorrosione.E’difondamentaleimportanzadunqueilcontrollodeiparametridi
processodaunlatoedellacomposizionedall’altroperevitareifenomenisuddetti.
2.2.1Elementialliganti
Glielementiinlegasisuddividonoinduecategorie:
•
Elementialfageni
•
Elementigammageni
Come dice il nome gli elementi alfageni ampliano il campo di stabilità della ferrite (Cromo,
Molibdeno, Titanio, Vanadio, Tungsteno , Silicio…) mentre gli elementi gammageni ampliano il
campoaustenitico(Nickel,Carbonio,Manganese,Azoto…).Perprevederelastrutturadiunalega
metallica è utile riferirsi al diagramma di Schaeffler di figura 2.2 definendo il concetto di Cromo
equivalenteeNichelequivalentesecondoleequazioni2.3e2.4rispettivamente
𝐶𝑟0W = 𝑤𝑡%𝐶𝑟 + 1,5𝑤𝑡%𝑆𝑖 + 𝑤𝑡%𝑀𝑜 + 0,5𝑤𝑡%𝑁𝑏 + 2𝑤𝑡%𝑇𝑖 + 5𝑤𝑡%𝑉 + 3𝑤𝑡%𝐴𝑙
𝑁𝑖0W = 𝑤𝑡%𝑁𝑖 + 30𝑤𝑡%𝐶 + 0,87𝑤𝑡%𝑀𝑛 + 𝑎(𝑤𝑡%𝑁 − 0,045)
doveavale0,30se𝑁 ≤ 0,20,0,22se𝑁 = 0,20 ÷ 0,25e0,20se𝑁 = 0,26 ÷ 0,35.
12
(2.3)
(2.4)
Figura2.3DiagrammadiSchaeffler
La ripartizione di questi elementi all’interno delle due fasi è differente ed è possibile definire il
coefficientediripartizioneovveroilrapportotralapercentualedielementosolubilizzatoinunafase
rispetto alla composizione macroscopica dell’acciaio. Il processo con il quale un elemento si
distribuisce in una o nell’altra fase è di tipo diffusivo e dipende dunque dalla velocità di
raffreddamentodelmaterialecheseèbassapermetteràunadistribuzionecorrettadell’elemento
nelle due fasi portando ad un coefficiente di ripartizione prossimo a quello previsto dalla
termodinamica,mentreseèveloceilprocessovienerallentatofinoallasuacompletasoppressione.
Intabella2.2sonopresentatiivaloridialcunicoefficientidiripartizioneperalcunitipidiDuplex.
Tabella2.2CoefficientidiripartizioneperalcuniacciaioDuplex(α/γ)
Lega
Cr
Ni
Mo
N
Si
2304
1,19
0,61
1,65
0,18
1,16
2205
1,20
0,58
1,72
0,20
2507
1,13
0,70
1,30
0,13
13
2.2.2Solidificazione
Figura2.4DiagrammadistatoacciaiDuplex
Osservandoildiagrammadistatodifigura2.4laprimafaseaformarsialraffreddamentodalliquido
èlaferriteδ(cubicaacorpocentrato)dallaqualepoinuclealafaseaustenitcamanoamanochela
temperaturascende.Lefrazionivolumetrichedelleduefasisonopressochéequivalentiedipendono
dallacomposizionechimicadell’acciaio,dallelavorazionimeccanichealqualeèstatosottopostoe
daitrattamentitermicisubiti.LastrutturachesoventesiosservaneiprodottifinitiininoxDuplex,
soprattutto se laminati a caldo, è altamente anisotropa e orientata secondo la direzione di
deformazione.Perridurrel’anisotropiasiricorreaduntrattamentotermicodiricotturachegrazie
adunaricristallizzazionestaticapermettediottenereunagranaquasiequiassica.
14
2.2.3Fasisecondarie
Comegiàdettoinprecedenzaèpossibilecheduranteilraffreddamentodalliquidooppureaseguito
ditrattamentotermicoprecipitinofasisecondariechesonodeleteriesiaperlaresistenzameccanica
cheperquellaacorrosione.Lanucleazionediquestefasi;principalmenteintermetalliche;avviene
in zone della microstruttura dotate di minor energia interfacciale. Elementi quali il Cromo e il
Molibdenolasolubilitàdiminuiscealdiminuiredellatemperaturaportandoliaformarecomposti
intermetallicididiversestruttureecaratteristiche.
La struttura degli acciai inossidabili Duplex viene ottenuta dopo lavorazione attraverso un
trattamento termico di solubilizzazione condotto a 1050/1150°C in base alla composizione per
ottenereunrapportoausteniteferriteilpiùvicinopossibileall’unitàseguitodaunraffreddamento
moltoveloceinacquapercongelarelastrutturacosìottenuta.Riscaldamentiprolungatiaspecifici
regimitermicifavorisconolaprecipitazionedifasisecondarie,comedettoinprecedenza.Sonostate
individuatetreprincipaliintervalliditemperaturaneiqualiavvengonotrasformazioninellamatrice
ferritica:
1. 300-600°C:Questointervalloditemperatureèanchedefinitocome“infragilmentoa475°C”
acausadelladecomposizionespinodaledellaferriteinferritericcadiCromoeferritericca
diFerrochehannostessastrutturacristallina,maparametrireticolarileggermentediversi.
AltrafasecheprecipitaèlafaseGcaratterizzatadaaltilivellidiNi,MoeSi.
2. 600-1050°C:Inquestointervalloditemperaturepuòavvenirelaprecipitazionedinumerose
fasi secondarie la cui cinetica di precipitazione è comandata principalmente dalla
composizionechimicaedaltempodimantenimento.Lefasichepossonoformarsisonofase
Ϭ,faseχ,carburi(M23C6,M7C3),nitruridicromo(Cr2N),faseπ,faseε,austenitesecondaria
e fase R. La precipitazione avviene in tempi molto più brevi rispetto alla decomposizione
spinodaledellaferritegrazieeprincipalmenteneigradipiùalligati.
3. Sopra1050°C:Soprai1050°C,comesipuòosservaredallafigura2.3,lafrazionevolumetrica
diaustenitevaviaviadiminuendocausandounadiminuzioneneicoefficientidiripartizione
traleduefasi.Ilprocessoècomunquecompletamentereversibile.
LaprecipitazionedifasisecondareèmoltopiùmarcataneicosiddettiSuperDuplexperchécome
detto in precedenza hanno una maggior quantità di elementi in lega quali Cr, Mo e W che
aumentanolacineticadiprecipitazione.Perquantoriguardaiduplexbassolegati(LeanDuplex)la
precipitazionedifasiintermetallicherichiedetempiditrattamentoanchesuperiorialle10oreela
15
precipitazione di nitruri può essere la causa principale nella diminuzione della resistenza a
corrosioneedelleproprietàmeccanichesescaldatinell’intervalloditemperaturacompresotra600
e950°C.Grazieall’elevatastabilitàmicrostrutturaledeiDuplexbassolegati,incasodimanufatti
caratterizzatidaspessoridiversiemoltoelevati,èpossibileeffettuareilraffreddamentoinariadopo
iltrattamentodisolubilizzazioneperdiminuireletensionidovuteall’utilizzodimezzipiùdrastici.
Intabella2.3sonopresentatelefasiconintervalloditemperaturedistabilità,parametrireticolari
ecomposizionechesitrovanoall’internodegliacciaiinossidabiliDuplex.
Tabella1.3FasipresentinegliacciaiinossidabiliDuplex
Fase
Composizione
Temperaturadistabilità
Parametrireticolari
Ferrite
-
-
a=0.286-0.288
Austenite
-
-
a=0.358-0.362
Sigma
Fe-Cr-Mo
600-1000°C
a=0.879,c=0.454
Chi
Fe36Cr12Mo10
700-900°C
a=0.892
R
Fe-Cr-Mo
550-650°C
a=1.090,c=1.934
π
Fe7Mo13N4
550-600°C
a=0.647
Carburi
M7C3
950-1050°C
a=0.452,b=0.699,c=1.211
Carburi
M23C6
600-950°C
a=1.056-1.065
NitruridiCromo
Cr2N
700-900°C
a=0.480,c=0.447
NitruridiCromo
CrN
-
a=0.413-0.447
FaseSigma
La struttura cristallina della fase sigma è molto complessa e consta di 32 atomi, i cui parametri
cristallograficisonoinfluenzatiinoltrdallapresenzadiatomiinterstiziali(Azoto)ecostituzionalidi
dimensioni differenti. E’ un composto intermetallico ricco in Cromo (29-34%), Ferro (50-60%) e
povero in Molibdeno (3-9%), Nickel (3-5%) e Tungsteno (0-7%). A causa dell’elevata frazione
volumetricachepuòprecipitareeperideleterieffettichehasullaresistenzaacorrosioneesulla
resilienzaèdiprimariointeressenellostudiodegliacciaiinossidabilibifasici.
La fase sigma si forma per decomposizione dell’eutettoide formato dai carburi di cromo e
dall’austenite (M23C6+γ2) o per trasformazione eutettoidica da ferrite α in γ+Ϭ a temperature
comprese tra i 600 e i 1000°C. La precipitazione è favorita nei SuperDuplex ovvero i bifasici
altamente legati a causa dell’elevata quantità di Cromo e Molibdeno in lega ed avviene
16
prevalentemente ai punti tripli e sul bordo grano Ferrite-Austenite crescendo nel verso della
strutturaferritica.
Figura2.5AndamentodellapercentualediCromoall'interfacciaϬ/α
Come si può vedere dalla figura 2.4 la variazione della composizione chimica locale in
corrispondenzadell’interfacciaϬ/αcausaunadiminuzionedellapercentualediCromochescende
sottoaquellacriticanecessariaperlaformazionedellostratopassivante.Vièlapossibilitàchela
fase precipiti all’interno del grano ferritico nel caso quest’ultimo si sia arricchito di Cromo e
Molibdeno a causa della trasformazione in fase solida Ferrite→Ferrite+Austenite assieme
all’accrescimentopreferenzialedellafasesigmarispettoallaferrite,inalcunicasilamorfologiadel
precipitatoassumelaformaafarfalle(fig2.5).
Figura2.6MorfologiaafarfalladellafasesigmainunSAF2205
17
L’elevatadurezzadellafasesigma(HV=900-1000)eilsuoeffettoinfragilentesonodovuti
all’assenzadisistemidifacilescorrimentodellacellacristallina.
Faseχ
La presenza di fase χ si riscontra se il materiale viene riscaldato nell’intervallo di temperature
compresotra700e900°Cconmassimavelocitàdiprecipitazioneattornoagli850°C.Hastruttura
cubica (a=8.92Å) ed è ricca in Molibdeno (9-22%) e Cromo (20-28%). Dato che l’intervallo di
temperatura nel quale precipita la fase, è difficile discernerla dalla fase sigma, inoltre le frazioni
volumetriche che si formano sono molto minori rispetto a quelle di fase sigma, di conseguenza
l’influenzachehaquestafasesulmaterialeèdidifficilestudio.Leduefasisipossonodistinguere
attraverso osservazioni al microscopio a scansione elettronica in elettroni retrodiffusi e al
microscopio a trasmissione elettronica (diffrazione di elettroni) oppure attraverso misure di
diffrazioneairaggiX.E’caratterizzatadamorfologiaallungatasempreincorrispondenzadeibordi
grano che sono zone ad elevata energia dove è favorita la diffusione. L’elevata percentuale di
Molibdeno causa una destabilizzazione della ferrite circostante causando una trasformazione in
austenite.
Carburi
LaprecipitazionedicarburidiCromoècausataprincipalmentedaunaconcentrazionedicarbonio
inlegatroppoelevata(C>0.03%)ecausanoundeterioramentodellaresistenzaacorrosione,acausa
deldifferentecomportamentoelettrogalvanico,edelleproprietàmeccanicheperlalorointrinseca
fragilità.
IprincipalicarburichesiformanosonodeltipoM7C3(900-1050°C)eM23C6atemperatureinferiori,
tutteedueprecipitanoall’interfacciaferrite/austenite.
Il più pericoloso per la resistenza a corrosione è il carburo di Cromo che causa una diminuzione
locale della concentrazione di cromo che può scendere al di sotto del livello necessario per
l’inossidabilitàdellalegaequindifavorirecorrosioneintergranulare.Perovviarealproblemaosi
riducelaquantitàdicarbonioinlegaoppuresiinserisconoelementiconunamaggioraffinitàverso
questoelemento(TitanioeNiobio)favorendolaprecipitazionedicarburinondicromo.
18
NitruridiCromo
La differenza di solubilità dell’azoto (fig2.6) nella fase ferritica (minore) e in quella austenica
(maggiore) assieme a temperature di circa 1000°C è ciò che causa la precipitazione di nitruri di
cromo.Comeperlafasesigmaeperlafasechi,questadiminuzionelocalizzatadellapercentualedi
cromopuòesserelacausadicorrosionelocalizzatanonchéladifferenzamicrostrutturalefavorisce
la nascita di cricche. Si possono trovare sia a bordo grano (effetto infragilente), segno di un
raffreddamentotroppovelocedaltrattamentodisolubilizzazione(1050-1100°C),cheall’internodel
grano(menodannosi).
Figura2.7Solublitàell'azotonellaferriteenell'austeniteinfunzionedellatemperatura
Austenitesecondaria(γ2)
Comemessoinevidenzainfigura2.3,aldiminuiredellatemperaturavièunavariazionenelrapporto
tra la frazione volumetrica di austenite e di ferrite. Se il materiale è mantenuto a temperature
intermediepuòavvenirelaprecipitazionedipiccoligraniacicularidiaustenitesecondaria.Sonostati
osservatitreprincipalimeccanismidiformazione:
•
Reazioneeutettoidica:avvieneatemperaturecompresetra700e900°Cedèfacilitata
dall’elevatadiffusivitàincorrispondenzadell’interfacciaferrite/austenite
•
PrecipitatidiWidmanstatten:atemperaturaattornoai650°Cnellaqualeladiffusioneèpiù
rapidasiverificalaprecipitazionediausteniteconmorfologiadiWidmanstatten
19
•
Trasformazionemartensiticaindottadadeformazioneatemperatureinferioriai650°Cin
cuiladiffusioneètrascurabile.
LacaratteristicaprincipaleèlaminorconcentrazionediCromo,soprattuttoseinpresenzadi
nitrurieciòpuòcausareunpeggioramentodellaresistenzaacorrosione,soprattuttoalpitting.
Martensitedadeformazione(SIM)
Inseguitoadeformazioneplasticac’èlapossibilitàchesiformiunanuovafasecheprendeilnome
dimartensitedadeformazione(StrainInducedMartensiteoSIM).Lafasechepuòtrasformarsiin
martensiteèquellaaustentica,elareazionecheavvieneèlaseguente:
Austeniteγ(FCC)→Martensiteε(HCP)→Martensiteα’(BCC) [34,35]
La trasformazione da austenite a martensite α’ è possibile grazie ad una reazione diretta tra le
dislocazionipresentinelmateriale[36,37].Ciòcheinfluenzalafrazionevolumetricadiaustenite
chesitrasformainmartensitesonolacomposizionechimica,lostatotensionale,ladistribuzione
cristallograficadipartenza,latipologiadideformazione,lavelocitàdideformazioneeccecc[34,38,
39].
La precipitazione di fase martensitica avviene
grazieadunmovimentocoordinatodigruppidi
atomi favorito da accumulo di dislocazioni e
geminati.E’statoosservatocheapromuovere
la formazione di martensite da deformazione
sonoleintersezionidellebandediscorrimento
neimaterialiabassastackingfaultenergy[40]
perché la sequenza di impaccamento degli
Figura2.8Variazionedellasequenzadiimpaccamentoinseguito
adeformazioneplasticaall’incrociotraduedislocazioni
atomipassadaFCCaBCC,creandounembrionemartensiticochehalapossibilitàdiaccrescere
(figura2.8).
La nucleazione di una nuova fase relativamente priva di difetti permette di migliorare le
caratteristiche di formabilità del materiale e le caratteristiche resistenziali ma è peggiorativa dal
punto di vista della resistenza a corrosione a causa della presenza di stress residui dovuti alla
variazionedivolumeduranteladeformazione.
20
Angel et al. [41] hanno sviluppato una formula che permette il calcolo della temperatura Md in
funzionedellacomposizionedelmateriale:
𝑀𝑑(ij/lj) = 413 − 13.7%𝑪𝒓 − 9.5%𝑵𝒊 − 8.1%𝑴𝒏 − 18.5%𝑴𝒐 − 9.2%𝑺𝒊 − 462(%𝑪 + %𝑵)
Md(30/50) rappresenta la temperatura alla quale si genera il 50% di martensite all’interno del
materialedopounadeformazionerealeincondizioniditrazionemonoassialeparial30%.
21
2.2.4StackingFaultEnergy
E’possibilerappresentarelastrutturacristallinacomesovrapposizionesuccessiveeregolaridipiani
dimassimadensitàatomica;unostackingfaultèundifettodovutoall’alterazionenellasequanzadi
impilamentoeadessoèassociataun’energia,lastackingfaultenergyappunto.
Figura2.9Sequenzadiimpilamentocorrettaa)ereticolochepresentaundifettodiimpilamentob)
Unostackingfaultprovocalacreazionediunadislocazioneconvettorediburgerscomeevidenziato
infigura2.9
Figura2.10Dislocazionenondissociatainunmaterialecubicoafaccecentrate
22
Questa dislocazione generata dal difetto di impilamento tende a dissociarsi in due dislocazioni
parzialichedelimitanoildifettodiimpilamento(figura2.10)
Figura2.11Dislocazioniparzialiincorrispondenzadiunostackingfault(materileadaltaSFE)
La forza repulsiva delle due dislocazioni di
segnougualeècontrobilanciatadallaforzadi
attrazionecausatadallostackingfault(figura
2.12). Se la distanza tra le due dislocazioni
parziali è elevata il materiale possiede
Figura2.132Forzecheagisconosulledislocazionidissociate
una bassa energia di stacking fault,
mentre se la distanza è piccola il materiale
possiedeun’elevatastackingfaultenergy.
Lastackingfaultenergygovernailmotodelle
dislocazioniall’internodelmaterialedurante
la deformazione plastica. Materiali ad alta
SFE presentano una duttilità più elevata
rispettoaquelliabassaSFEperchéunabassa
SFEostacolailmovimentodicross-slipdelle
dislocazioni,costringendoleamuoversisullo
Figura2.123Stackingfaultseparatodaduedislocazionipazialiinun
stessopianoportandoalraggiungimentodelladensitàcriticadidislocazioniadunallungamento
materialeabassaSFE
inferiorerispettoaimetalliadaltaSFE.
23
24
Capitolo3:MaterialieMetodi
3.1Materiale
Ilmaterialestudiatoèl’acciaioinossidabileduplexSAF2205eSAF2304,entrambifornitidall’azienda
Outokumpus.p.a.sottoformadilamieredispessorerispettivamente1,3mme1,5mm.Intabella
3.1èpresentatalacomposizionedichiaratadalladittaproduttrice.
Tabella2.1Composizionichimicadegliacciaistudiati
C
Si
Mn
Cr
SAF2205 0,030 0,56
1,46
SAF2304 0,030 0,56
1,43
Ni
Mo
Cu
W
P
S
N
22,75 5,04
3,19
-
-
0,025 0,0020 0,16
23,17 4,29
0,18
0,16
-
0,027 0,0010 0,13
E’ stato scelto di utilizzare questi due tipi di acciaio inossidabile duplex per la loro stabilità alla
precipitazionedifasisecondarieeperproseguireconlaricercadimododacapirecomel’effetto
elettroplasticoagiscasumaterialibifasici.
3.2Preparazionedeicampioni
I campioni per la prova di trazione sono stati ricavati dalla lamiera secondo la direzione di
laminazione.Sonostatiinoltrericavatialtricampioniindirezionetrasversalechesonostatiutilizzati
peridentificareledensitàdicorrenteacuieffettuareleproveditrazione.
Figura3.1Geometriadelcampioneperleproveditrazione
25
Infig.3.1èpresentatalageometriadelcampioneperleproveditrazionechenonèquellaprevista
dalla normativa. Lo spessore del tratto utile è stato portato da 12 a 6 mm per permettere il
raggiungimento di maggiori densità di corrente durante le future prove di trazione in corrente
pulsata.Lasezioneridottaassiemeallalunghezzadeltrattoutileridotta(45mminvecedi65mm)
permette inoltre una migliore dissipazione dell’energia termica ed un controllo maggiore sulla
temperaturadellaprova.Illatodelcampionerivoltoversolatermocameraèstatoverniciatocon
verniceresistenteallealtetemperaturedimododaportareilcoefficientediemissivitàdelmateriale
a0.8.
3.3Generatoredicorrente
Il generatore di corrente utilizzato è stato fornito dalla ditta Powerel di Montecchio Maggiore
costituitoda6moduliinparallelochepermettonodierogareunacorrentecostantefinoa1000A
per modulo, per un totale massimo di 6000A e 60kW. Permette inoltre l’erogazione di corrente
pulsatapersonalizzandoladuratadelperiodo(finoa65000ms)eladuratadell’impulsodicorrente
(minimo1ms).
3.4RegimiTermici
Ifenomenichecontrollanoladeformazionedeimaterialimetallicièstrettamentedipendentedalla
temperatura,perquestosiidentificanotreintervallineiqualisipuòlavorare:
•
CampofreddoT≤0,3Tm(T≤240°C)
•
Campotiepido0,3Tm<T≤0,5Tm(240°C≤T≤586°C)
•
CampocaldoT>0,5Tm(T>586°C)
ConTeTm espressiingradiKelvin,traparentesivisonogliintervalliditemperaturapergliacciai
studiaticonvertitiingradicentigradi.
E’giàstatodettoinprecedenzacomegliacciaiinossidabilibifasicisianosuscettibilidiprecipitazioni
difasisecondariesemantenutiabendeterminatiintervalliditemperatura.Ancheseladuratadella
provaditrazioneèmoltobrevesiècomunquedecisodimantenerelatemperaturamassimadelle
provealdisottodiunvaloredisogliadicirca450°Cdimododanoncoinvolgerealtrifenomeniche
renderebberodifficilel’identificazionedelpossibileeffettoelettroplastico.
26
3.5Proveditrazione
Le prove di trazione sono state effettuate
utilizzandolamacchinaMTS322(figura3.2)con
velocitàdideformazioneparia10-1s-1.
E’ stato progettato e realizzato un sistema di
afferraggiodelcampionecostituitodapiastredi
ramedotatediuncollegamentoelettricoconil
generatore isolate dalla macchina di trazione
attraverso componenti di teflon e legno
multistrato.
Figura3.2Macchinaditrazioneutilizzata
Figura3.3Setupdellamacchinaditrazione
Infigura3.3sipuòosservareilsetupdellamacchinaditrazioneperleprovesiaincorrentechein
temperatura.
Per il raffreddamento del campione si è utilizzata aria in pressione indirizzata verso il campione
attraversounugello.
La misura della temperatura è stata effettuata attraverso termocamera FLIR collegata ad un
computerconunsoftwarededicato.
27
Proveincorrente
Laproceduraseguitaperleproveditrazioneincorrentecontinuasidividein3fasi:
•
Chiusuradelcircuitoelettrico
•
Attesadellastabilizzazionetermicadelcampione
•
Avviodellaprovaditrazione
Proveintemperatura
Unavoltaidentificatiiregimitermiciraggiuntidaicampionisottopostiaprovaditrazioneincorrente
si sono effettuate le prove di trazione alle medesime temperature per permettere di separare il
possibileeffettoelettroplasticodaquellotermico.
Laproceduraperleproveditrazioneintemperaturasidividein3fasi:
•
Chiusuradelcircuitoelettrico
•
Aperturadelcircuitounavoltacheilcampioneharaggiuntolatemperaturadiprova
•
Avviodellaprovaditrazione
Grazieallaridottaduratadelleproveditrazione(qualchesecondo)ealfattochedurantelaprova
l’energiadideformazionesitraduceinunaumentoditemperaturadelcampione,èstatopossibile
effettuareleproveintemperaturascaldandoilcampioneconlacorrenteelettrica.Inquestomodo
si è mantenuto invariato il set-up della macchina che ha permesso una miglior valutazione
dell’effettodellacorrenterispettoaquellodellatemperatura.
Sonostateeffettuatedueripetibilitàsututteleproveditrazioneeffettuate.
3.6Caratterizzazione
La caratterizzazione del materiale tal quale e dei campioni sottoposti a trazione è stata fatta
attraversomicroscopiaottica,microscopiaelettronicaediffrazioneairaggiX.
Icampionisonostatiricavatiinprossimitàdiunadelleduesuperficidirotturaepreparatiseguendo
ilmetodostandardperlametallografia(carteabrasivealcarburodisilicioda320,500,800,1200e
pannida6μmeda1µm)eattaccaticonunasoluzionediBerahapermettereinrisaltolastruttura
bifasicaeacidoossalicoal10%a6Vinelettroliticapermettereinevidenzaibordigranoaustenitici.
SonostatipoiosservatiattraversounmicroscopioLEICADMREchehapermessodiidentificarela
direzionedilaminazionedellalamieraelapercentualedifaseausteniticaeferriticapresentinel
materialeallostatodifornitura.
28
Per verificare l’assenza di fasi infragilenti si è utilizzato un microscopio elettronico Cambridge
Stereoscan440inelettroniretrodiffusi.
Le misure di diffrazione ai raggi X sono state effettuate su un diffrattometro Siemens D500
utilizzandounalampadaalCuKαinunintervallo2qda40°a110°conincrementidi0,05°etempo
diconteggioperstepparia3sconilcampioneorientatoindirezionetrasversalerispettoaquelladi
laminazione.Suicampioniallostatodifornituraèstatafattalamisurazionedelletessituredellafase
austenitcaedellafaseferriticautilizzandoungoniometropertessitureeunagrigliaesagonalea241
puntiperl’acquisizionedeidati.L’intervallodimisurazioneèstatolimitatotra0°e70°acausadella
geometriadellostrumentoelefamigliedipianianalizzatisonostatequelladegli(100)perlaferrite
edegli(111)perl’austenite.
29
30
Capitolo4:Risultati
4.1Materialeallostatodifornitura
Il materiale è stato fornito dalla ditta finlandese Outokumpu s.p.a. sotto forma di lamiera delle
dimensioni di 30x20cm e di spessore pari a 1,3mm per il SAF 2205 e 1,5mm per il SAF2304. Le
composizionidichiaratedalladittasonopresentateintabella4.1
Tabella4.1Composizionechimicadegliacciaistudiati
C
Si
Mn
Cr
SAF2205 0,030 0,56
1,46
SAF2304 0,030 0,56
1,43
Ni
Mo
Cu
W
P
S
N
22,75 5,04
3,19
-
-
0,025 0,0020 0,16
23,17 4,29
0,18
0,16
-
0,027 0,0010 0,13
b)
a)
γ
γ
RD
RD
α
α
Figura4.1Microstrutturadell’acciaioSAF2205a)eSAF2304b)allostatodifornitura
Infigura4.1a)eb)sonopresentaterispettivamentelemicrografiedell’acciaioSAF2205eSAF2304
allo stato di fornitura. La struttura del materiale presenta una matrice ferritica (α) in cui sono
dispersigranidiaustenite(γ)allungatilungoladirezionedilaminazione(frecciarossaRD).Danotare
comenelSAF2304siapossibiledistinguereigraniferritici(diversagradazionedibruno)rispettoal
2205.
Attraverso l’analisi di immagine, su una media di 10 misurazioni, è stata calcolata la frazione
volumetrica di austenite e di ferrite presente nel materiale, la quale deve essere bilanciata per
fornire la combinazione migliore tra caratteristiche meccaniche e resistenza a corrosione. I due
materiali analizzati hanno mostrato un ottimo bilanciamento tra fase austenitica e ferritica con
valoriparia53,67±2,20%perilSAF2205e53,45÷3,16%perilSAF2304.
31
Figura4.2MicrostrutturadelSAF2205asinistraeSAF2304adestraottenuteconmicroscopioelettronicoinelettroniretrodiffusi
Lemicrografiepresentateinfigura4.2sonostateeffettuatealmicroscopioascansioneelettronica
inelettroniretrodiffusiperverificarel’assenzadifasisecondarieinfragilenti,cheacausadelloro
elevatocontenutoincromo,equindielevatopesomolecolare,sarebberoapparsecomezonechiare
all’interfacciatraausteniteeferrite.
b)
a)
Figura4.3Patterndidiffrazionea)SAF2205b)SAF2304
Entrambiipatterndifigura4.3presentanounospiccatopiccorelativoallafamigliadipianiferritici
(110).
Inletteratura[reference]èriportatochel’intensitàdeipicchidellefamigliedeipiani(200)e(211)
rispettoagli(110)dellastrutturaferriticaèrispettivamenteparia11,5e17,5subase100,mentre
perlastrutturaausteniticalafamigliadipianidiriferimentoèla(111)eirapportideipiani(200),
(220)e(311)èrispettivamente45,23e25.Nellatabellaseguentesonoriportatiicalcolieffettuati
suipatterndidiffrazioneottenuti.
32
Tabella4.2Intensitàrelativepicchididiffrazione
α
γ
Piani
(110)
(200)
(211)
(111)
(200)
(220)
(311)
Standard
100
11,5
17,5
100
45
23
25
SAF2304
100
25,5
30
100
53
118
76
SAF2205
100
21
18
100
58
146,5
63
Comesipuònotaredallatabella4.2ilvaloredell’intensitàrelativadeipicchidegliacciaianalizzati
rispettoallostandardèdiversailchefapensarechepotrebbeesserciuncertogradoditessituranel
campione.
Sonostatepoieseguitemisurazionididistribuzionespazialedellefamigliedipianiaustenitici(111)
eferritici(100)perverificarelapresenzaditessiture.
Infigura4.4sonopresentatilefigurepolarichecomecisiaspettavadenotanounatessituratipica
dilaminazioneseguitadauntrattamentotermicodisolubilizzazione.
Icristallidifaseferriticapresentanoun’orientazioneprevalentementecubica,conlefamigliedipiani
{100}orientatiindirezione<110>e<100>mentrelafaseausteniticapresentaunatessituraditipo
Goss {110} <100> con una notevole quantità di cristalli con distribuzione casuale dovuta alla
geminazioneinseguitoaltrattamentotermicodisolubilizzazione.
33
34
4.2SAF2205
Figura14Geometriaelayoutdeicampioni
Infigura4.5èrappresentatalalamierafornitaconilnumerodicampioniricavatiattraversotaglio
laserlungodirezionedilaminazione(RD).Icampioniricavatiindirezionetrasversale(TD)rispetto
alladirezionedilaminazionesonostatiutilizzatiperidentificareiregimitermici.
35
4.2.1Proveditrazione
4.2.1.1Velocitàdideformazione
SonostateeffettuatedelleproveditrazionesulmaterialeTQadiversevelocitàdideformazioneper
stabilirequalesialapiùadattaperitestincorrenteetermici.
Figura4.6Curvediflussoadiversevelocitàdideformazione
Infigura4.6sonorappresentatelecurvediflussoditrecampionitestatiatrediversevelocitàdi
deformazioneparia10-1s-1(E-1),10-2s-1(E-2)e10-3s-1(E-3).
Dallecurvesinotacheilcampionedeformatoavelocitàparia10-3s-1presentiunamorfologiadella
curvaditrazionediversarispettoallealtreduevelocitàdideformazione.Ciòpotrebbeesseredovuto
allaprecipitazionediunafaseindottadadeformazione(martensitedadeformazione).
SièdecisodunquedicondurreleproveditrazioneavelocitàdideformazioneE-1grazieallabreve
duratadellaprova(circa1s)chehapermessodieffettuareleproveinregimetermicosenzadover
cambiareilsetupdellamacchinaditrazione(afferraggiemontaggiodellacameraclimatica).
36
b)
a)
c)
Figura4.7Microstrutturadeicampionideformatiadiversevelocitàdideformazione:E-1a),E-2b)edE-3c),attaccoBeraha
Nelle micrografie di figura 4.7 sono presentate le microstrutture dei tre campioni deformati a
diverse velocità di deformazione attaccati con Beraha. Come si può osservare non vi è alcuna
differenza nella microstruttura dopo deformazione, il differente grado di bruno della matrice
ferriticaèdovutoaldiversotempodiattaccoalqualeèstatosottopostoilcampione.IlBerahanon
riesceamettereinevidenzadiversitàmicrostrutturaliall’internodellesingolefasidiconseguenzasi
èeseguitounattaccoconacidoossalicoal10%ea6V
37
Figura4.8Intersezionedellebandediscorrimentonell’austeniteperilcampionedeformatoaE-3,attaccoacidoossalicoa6V
Infigura4.8ilcampionedeformatoavelocitàdideformazionepiùlentaèstatoattaccatoconacido
ossalico al 10% e 6V che ha permesso di mettere in risalto le bande di deformazione presenti
all’interno della struttura austenitica. Come detto in precedenza all’intersezione delle bande di
scorrimentonell’austenitevièlapossibilitàchesinucleimartensitedadeformazione.Sièdunque
deciso di condurre le prove a velocità di deformazione E-1 perché la velocità della prova non
permettealcaloregeneratodalladeformazionedidissiparsiinibendoilmeccanismodinucleazione
dellamartensitedadeformazione.
38
4.2.1.2Regimitermici
Ilset-updellamacchinaditrazioneperidentificareiregimitermiciraggiuntidaicampioniquando
sottopostialpassaggiodicorrenteèstatolostessoperleproveditrazione,inmododamantenere
inalteratelecondizionioperativeduranteivaritest.
a)
b)
c)
2
2
Figura4.9Regimitermiciraggiuntidaicampionisottopostiadifferentidensitàdicorrente:a)5A/mm ,b)10A/mm ec)15A/mm
39
2
Attraversol’analisid’immaginesièmisuratoilprofiloditemperaturasututtalalunghezzadeltratto
utile del campione (grafico su sfondo azzurro di figura 4.9) e tre misurazioni puntuali in
corrispondenza degli afferraggi e al centro del campione. I regimi termici raggiunti dai campioni
attraversatidalletrediversedensitàdicorrentesonocostantisututtalalunghezzadeltrattoutile
delprovino.
Sonostatiidentificatitreregimitermicicorrispondentiatrediversedensitàdicorrente:
•
60°Cperdensitàdicorrenteparia5A/mm2
•
155°Cperdensitàdicorrenteparia10A/mm2
•
350°Cperdensitàdicorrenteparia15A/mm2
Spingersioltrei15A/mm2nonèstatopossibileacausadell’aumentoditemperaturadelcampione
chesisarebbeportatobenoltreillimiteimposto(450°C)
40
4.2.1.3CorrenteContinuaeTemperatura
Leproveditrazioneinregimedicorrenteelettricacontinuasonostateeffettuatealletredensità
dicorrenteidentificanteinprecedenza,paria5A/mm2,10A/mm2e15A/mm2.
Figura4.10CurvediflussorelativealleproveincorrentecontinuaesulTQ(E-1)
Infigura4.10sipuònotareunaprogressivadiminuzionedelleprestazionimeccanicheall’aumentare
delladensitàdicorrenteapplicataediconseguenzadellatemperaturacomeriportatointabella4.3.
La curva di flusso relativa alle prove effettuate alla più alta densità di corrente presenta delle
irregolarità che sono dovute al fenomeno del Dynamic Strain Aging (DSA). Il DSA è dovuto
all’interazionetragliatomidisolutoeledislocazionipresentinelmateriale.Ledislocazionitendono
a bloccarsi in corrispondenza di atomi di soluto rendendo necessario un aumento del carico
applicato affinché riescano ad oltrepassarli. L’azoto presente negli acciai analizzati è il principale
responsabiledell’insorgeredelDSA.
Tabella4.3Datiricavatidallecurveditrazioneincorrentecontinua
2
Densitàdicorrente(A/mm )
0
5
10
15
Temperatura(°C)
25
60
155
350
SforzomassimoUTS(MPa)
824
786
691
628
Sforzodisnervamento(MPa)
648
627
520
430
0,39
0,28
0,24
0,21
-1
Deformazionearottura(s )
41
Le prove in temperatura sono state effettuate ai regimi termici raggiunti da quelle in corrente,
ovvero60°C,155°Ce350°C.
Figura4.11CurvediflussorelativealleproveintemperaturaesulTQ(E-1)
Analogodiscorsofattoperleproveincorrentesipuòapplicarealleproveintemperatura.Danotare
comeancheinquestocasoilcampionedeformatoatemperaturapiùelevatapresentiunaccenno
diDSA.Intabella4.4sonoriportatiidatiestrapolatidallecurvediflusso.
Tabella4.4Datiricavatidallecurveditrazioneintemperatura
Temperatura(°C)
25
60
155
350
SforzomassimoUTS(MPa)
824
787
699
629
Sforzodisnervamento(MPa)
648
627
531
438
0,39
0,23
0,20
0,18
-1
Deformazionearottura(s )
42
Ilcontrollodellatemperaturaèstatofattosempreattraversotermocamera,enellafigura4.12è
rappresentatoilregimetermicoraggiuntodaicampionisottopostialleproveditrazione.
a)
b)
c)
Figura4.12Analisitermicadeicampionisottopostiatrazionesenzapassaggiodicorrentea)60°C,b)155°Cec)350°C
Sipuòosservarecomeiregimitermicidelleproveintemperaturasianomoltosimiliaquellitermici
identificatiinprecedenza.Ciòhapermessodisepararel’effettodellacorrentedaquellotermico.
43
4.3SAF2304
Figura4.13Geometriaelayoutdeicampioni
Infigura4.13èrappresentatalalamierafornitaconilnumerodicampioniricavatiattraversotaglio
laserlungodirezionedilaminazione(RD).Icampioniricavatiindirezionetrasversale(TD)rispetto
alladirezionedilaminazionesonostatiutilizzatiperidentificareiregimitermici.
44
4.3.1Proveditrazione
4.3.1.1Velocitàdideformazione
Comeperl’acciaioSAF2205ancheperilSAF2304sonostateeffettuatedelleproveditrazionesul
materialetalqualeavarievelocitàdideformazione.
Figura4.14Curvediflussoadiversevelocitàdideformazione
ComenelcasodelSAF2205ancheperilSAF2304èstatodecisodicondurreleproveavelocitàdi
deformazioneparia10-1s-1(E-1).
45
a)
b)
c)
Figura4.15Microstrutturadeicampionideformatiadiversevelocitàdideformazione:E-1a),E-2b)edE-3c),attaccoBeraha
Analogo discorso fatto per il SAF2205 lo si può fare per il 2304. Come si può osservare dalle
micrografiedifigura4.15èstatopossibileattraversol’attaccoconilBerahamettereinevidenzai
bordi grano ferritici nel campione deformato a velocità più basse (E-3). E’ stato comunque
impossibileosservarelecaratteristichemicrostrutturaliinterneadognisingolafase.
46
Figura4.16Intersezionedellebandediscorrimentonell’austeniteperilcampionedeformatoaE-3,attaccoacidoossalicoa6V
Inseguitoadattaccoelettroliticocondottoa6Vconacidoossalicoal10%èstatopossibilemettere
inevidenzalastrutturadideformazionechesiègenerataall’internodellafaseaustenitica.Come
perilSAF2205ancheilSAF2304deformatoaE-3presentaintersezionedibandedideformazione
all’internodeigraniausteniticichefavoriscolaprecipitazionedellafasemartensitica.Sièdecisodi
condurreleproveaE-1
47
4.3.1.2Regimitermici
Iregimitermiciidentificatitramitetermocameraduranteilpassaggiodicorrentesonopresentatiin
figura4.17
a)
b)
c)
2
2
Figura4.17Regimitermiciraggiuntidaicampionisottopostiadifferentidensitàdicorrente:a)5A/mm ,b)10A/mm ec)15A/mm
48
2
Attraversol’analisid’immaginesièmisuratoilprofiloditemperaturasututtalalunghezzadeltratto
utile del campione (grafico su sfondo azzurro di figura 4.15) e tre misurazioni puntuali in
corrispondenza degli afferraggi e al centro del campione. I regimi termici raggiunti dai campioni
attraversatidalletrediversedensitàdicorrentesonocostantisututtalalunghezzadeltrattoutile
delprovino.
Sonostatiidentificatitreregimitermicicorrispondentiatrediversedensitàdicorrente:
•
65°Cperdensitàdicorrenteparia5A/mm2
•
175°Cperdensitàdicorrenteparia10A/mm2
•
410°Cperdensitàdicorrenteparia15A/mm2
Spingersioltrei15A/mm2nonèstatopossibileacausadell’aumentoditemperaturadelcampione
chesisarebbeportatobenoltreillimiteimposto(450°C)
49
4.3.1.3CorrentecontinuaeTemperatura
Le tre densità di corrente identificate grazie alla misurazione dei regimi termici sono state poi
utilizzatepercondurreleproveditrazioneincorrentecontinua.Leprovesonostatecondottecome
perilSAF2205a5A/mm2,10A/mm2e15A/mm2.
Figura4.18CurvediflussodelleproveincorrentecontinuaesulTQ(E-1)
Lecurvediflussorappresentateinfigura4.18presentanounagradualediminuzionedelleproprietà
meccanicheall’aumentaredelladensitàdicorrenteedellatemperaturadiprova.
La prima cosa che si nota è come il campione deformato a 5A/mm2 si allunghi di più rispetto al
campionedeformatosenzacorrenteilchefaipotizzarel’instaurarsidelfenomenoelettroplastico.
Latemperaturaraggiuntadallaprovaeffettuataadensitàdicorrenteparia15A/mm2paria410°C,
èpiùaltarispettoaquellaraggiuntadalSAF2205(350°C)esinotauninsorgerepiùmarcatodel
fenomeno del Dynamic Strain Aging. In tabella 4.5 sono riportati i dati estrapolati dalle curve di
trazione.
Tabella4.5Datiricavatidalleproveeffettuateincorrentecontinua
2
Densitàdicorrente(A/mm )
0
5
10
15
Temperatura(°C)
25
65
175
410
SforzomassimoUTS(MPa)
701
650
547
498
Sforzodisnervamento(MPa)
518
485
398
331
0,27
0,31
0,24
0,20
-1
Deformazionearottura(s )
50
Infigura4.17sonorappresentatelecurvediflussorelativealleproveditrazioneeffettuateairegimi
termiciraggiuntidaicampionideformaticonilpassaggiodicorrentecontinua.
Figura4.19CurvediflussodelleproveintemperaturaesulTQ(E-1)
Anchepericampionideformatisenzailpassaggiodicorrentesiassisteadunagradualediminuzione
delle proprietà meccaniche. Da notare che la prova effettuata a 65°C a differenza di quella in
corrente non presenta allungamento a rottura superiore rispetto al materiale tal quale (E-1). In
tabella4.6sonoriassuntiidatiricavatidallecurvediflusso.
Tabella4.6Datiricavatidallecurvediflussodeicampionideformatiintemperatura
Temperatura(°C)
25
65
175
410
SforzomassimoUTS(MPa)
701
657
570
502
Sforzodisnervamento(MPa)
518
486
422
337
0,27
0,26
0,21
0,17
-1
Deformazionearottura(s )
51
a)
b)
c)
Figura4.20Analisitermicadeicampionisottopostiatrazionesenzapassaggiodicorrentea)65°C,b)175°Cec)410°C
Infigura4.20sonoriportatiiregimitermiciraggiuntidaicampionideformatiallastessatemperatura
raggiuntadaquellideformaticolpassaggiodicorrente.Sipuòosservarecheiregimitermicisiano
analoghi a quelli identificati in precedenza e ciò ha permesso la separazione dell’effetto
elettroplasticodaquellotermico.
52
4.4Confronticorrentetemperatura
Nelpresenteparagrafoverrannopropostelecurvediflussorelativealleproveditrazioneeffettuate
incorrentecontinuaequelleallostessoregimetermico,assiemeallacurvarelativaalmaterialetal
quale(E-1).
a)
b)
Figura4.21Curvediflussorelativeaicampionideformatia5A/mm :a)SAF2205eb)SAF2304
2
Perquantoriguardal’acciaioSAF2205siosservacomeilcampionedeformatoinregimedicorrente
continuaarriviarotturaadunallungamentomaggiorerispettoaquellodeformatointemperatura
mantenendopraticamenteinalteratoilvaloredellaresistenzaatrazione(UTS);tutteeduelecurve
cadono al di sotto della curva relativa al materiale tal quale. L’acciaio SAF2304 presenta un
comportamento leggermente diverso, in quanto nonostante il valore dello sforzo massimo del
campione deformato a 5A/mm2 sia simile a quello deformato in temperatura, l’allungamento a
rotturaèsuperioreancherispettoaltalquale.
53
2
Figura4.22Micrografiedell’acciaioSAF2205trazionatoa5A/mm adestrae60°Casinistra
2
Figura4.23Micrografiedell’acciaioSAF2304trazionatoa5A/mm adestrae65°Casinistra
Dalle micrografie di figura 4.22 non si notano sostanziali differenza tra le microstrutture di
deformazionedeicampioniincorrenteeintemperatura.Ladifferentegradazionedibrunodella
fase ferritica è dovuta alla diversa reattività della soluzione utilizzata per mettere in risalto la
microstruttura. Si nota invece una notevole frammentazione della grana austenitca rispetto al
materialeallostatodifornitura.
Nel caso dell’acciaio SAF2304 (figura 4.23) si assiste sempre ad una frammentazione della grana
austeniticaeacausadell’elevatareattivitàdellafaseferriticainseguitoalladeformazioneplastica
nonèpiùpossibiledistinguereibordigranoferriticicomeèstatopossibilenelmaterialeallostato
difornitura.
54
a)
b)
2
Figura4.24Curvediflussorelativeaicampionideformatia10A/mm :a)SAF2205eb)SAF2304
Idueacciaisicomportanoinmodoanalogo,presentandounaumentodiformabilitàpericampioni
trazionatiinregimedicorrenteelettrica.Perquantoriguardailvaloredellosforzomassimosipuò
osservare come l’acciaio SAF2304 presenti una diminuzione rispetto alle prove eseguite in
temperatura,mentreilvaloredellosforzomassimoperilSAF2205èpraticamenteidenticoaquello
delleprovetermiche.L’aumentopercentualediformabilitàdellaprovaincorrenterispettoaquelle
intemperaturaèminoreadensitàdicorrentedi10A/mm2rispettoaicampionideformatia5A/mm2.
55
2
Figura4.25Micrografiedell’acciaioSAF2205trazionatoa10A/mm adestraea155°Casinistra
2
Figura4.26Micrografiedell’acciaioSAF2304trazionatoa10A/mm adestraea175°Casinistra
AncheperquantoriguardaicampionideformatiatemperatureecorrentiintermediasiailSAF2304
che il SAF2205 non presentano sostanziali differenze nella microstruttura. Si nota una maggiore
frammentazionedellagranaferriticaneiconfrontideicampionideformatiacorrentietemperature
inferiori.
56
b)
a)a)
2
Figura4.27Curvediflussorelativeaicampionideformatia15A/mm :a)SAF2205eb)SAF2304
Ancheinquestocasosiassisteadunaumentodiformabilitàdapartedeicampionideformatiin
regimedicorrenterispettoaquellideformatiintemperatura.
Sinotauneffettomaggioredellacorrentesullaformabilitànell’acciaioSAF2205rispettoalSAF2304
ma è da tenere in considerazione il fatto che quest’ultimo ha raggiunto temperature maggiori
durantelaprovaecomesipuòvederedallacurvadiflussoilfenomenodeldynamicstrainagingè
moltopiùmarcatorispettoalSAF2205.
57
2
Figura4.28Micrografiedell’acciaioSAF2205trazionatoa15A/mm adestraea350°Casinistra
2
Figura4.29Micrografiedell’acciaioSAF2304trazionatoa15A/mm adestraea410°Casinistra
AtemperatureecorrentipiùelevatesiailSAF2205cheilSAF2304nonmostranodifferenzetrale
microstruttureinseguitoadattaccoconBeraha.
58
Capitolo5:Discussione
Perevidenziareledifferenzetraleproveincorrentecontinuaeleprovetermichesonostaticalcolati
UTSrel,Yieldreleεrelutilizzandoleseguentiformule:
xyz{
𝑈𝑇𝑆;0w =
xyz|}
(5.1)
DoveconUTSisiindicailvaloredellosforzomassimodellaprovaconsideratamenteUTSTQèilvalore
dello sforzo massimo della prova effettuata senza l’applicazione di corrente e a temperatura
ambiente.
𝜀;0w =
•{
•|}
(5.2)
Doveconεi siindicailvaloredell’allungamentoarotturadellaprovaconsideratamentreεTQèil
valoredell’allungamentoarotturadellaprovaeffettuataatemperaturaambiente.
𝑌𝑖𝑒𝑙𝑑;0w =
•<0w+{
•<0w+|}
(5.3)
ConYieldisiindicailvaloredellosforzodisnervamentodellaprovaconsiderata,mentreYieldTQèil
valoredellosforzodisnervamentodellaprovaatemperaturaambiente
Sièinoltrecalcolatoilcoefficientediincrudimentonfacendounaregressionelinearedellaparte
dellacurvaditrazionelogaritmicadopoilpuntodisnervamento,sapendochelaleggecheseguono
imaterialimetallicinelcampofreddo/tiepidoè
𝜎 = 𝐾𝜀 „ (5.4)
Conσsforzoapplicatoalmateriale,Kcostantedelmateriale,εdeformazioneencoefficientedi
incrudimento.
59
NellatabellaseguentesonoriportatiidatiriguardantiilSAF2205.
Tabella5.1Datirelativialleproveincorrentecontinuaealleprovetermicheperl’acciaioSAF2205
T(°C)
UTS(MPa) UTSrel
CORRENTE
-1
ε(s )
Yield
Yieldrel εrel
(MPa)
648
1,00 1,00
n
UTS(MPa)
UTSrel
0,135
829
1,00
TERMICHE
Yield
-1
Yieldrel ε(s ) εrel
n
(MPa)
648
1,00
0,29 1,00 0,135
20
829
1,00
0,29
60
155
786
691
0,95
0,83
0,28
0,24
627
520
0,97
0,80
0,96
0,82
0,143
0,150
787
699
0,95
0,84
627
531
0,97
0,82
0,23
0,20
0,79 0,144
0,70 0,148
350
628
0,76
0,21
430
0,66
0,72
0,182
629
0,76
438
0,68
0,18
0,61 0,180
a)
b)
c)
d)
Figura5.1Variazionerelativadelladeformazionearotturaa),delcaricomassimob),delcoefficientediincrudimentonc)edel
caricodisnervamentod)infunzionedellatemperaturaomologa(SAF2205)
Si può osservare come all’aumentare della temperatura delle prove non vi siano sostanziali
differenze tra i valori di carico massimo e coefficiente di incrudimento tra le prove condotte in
regime di corrente continua e quelle in temperatura. Si nota invece un notevole aumento della
deformazionearotturadelleproveeffettuateincorrenterispettoaquelleintemperatura.Losforzo
disnervamentoinvecenonvieneinfluenzatodalpassaggiodellacorrenteelettrica.
60
Intabella5.2sonoriportatiivalorirelativiall’acciaioSAF2304.
Tabella5.2Datirelativialleproveincorrentecontinuaealleprovetermicheperl’acciaioSAF2304
T(°C)
25
60
155
410
UTS
(MPa)
701
650
547
498
UTSrel
1,00
0,93
0,78
0,71
CORRENTE
Yield
(MPa)
518
485
398
331
-1
Yieldrel
ε(s )
εrel
n
1,00
0,94
0,77
0,64
0,27
0,31
0,24
0,20
1,00
1,15
0,89
0,74
0,15
0,16
0,17
0,19
UTS
(MPa)
701
657
570
502
UTSrel
1,00
0,94
0,81
0,72
TERMICHE
Yield
(MPa)
518
486
422
337
-1
Yieldrel
ε(s )
εrel
n
1
0,94
0,81
0,65
0,27
0,26
0,21
0,17
1,00
0,96
0,78
0,63
0,15
0,16
0,16
0,19
a)
b)
c)
d)
Figura5.2Variazionerelativadelladeformazionearotturaa),delcaricomassimob),delcoefficientediincrudimentonc)edel
caricodisnervamentod)infunzionedellatemperaturaomologa(SAF2304)
Anche per il l’acciaio SAF2304 si osserva come all’aumentare della temperatura di prova la
differenza del coefficiente di incrudimento per il materiale deformato in temperatura e quello
deformatoincorrenterientriall’internodell’incertezzadiprova.AdifferenzadelSAF2205sinota
unadiminuzionedelcaricomassimodelleproveincorrenterispettoaquelleintemperaturamentre
per quanto riguarda l’allungamento a rottura si osserva che il campione deformato a 5A/mm2
61
presenta una duttilità superiore anche al materiale deformato a temperatura ambiente,
probabilmente grazie ad una dimensione minore della grana ferritica. Non vi sono considerevoli
variazionitrailcaricodisnervamentodelcampionedeformatoincorrentecontinuarispettoaquello
deformatointemperatura.
E’statoipotizzato[33]cheilfenomenoelettroplasticopossadipenderedalvaloredellastacking
faultenergydelmateriale:materialiadelevataSFE(AA1050H24eAISI430)hannodimostratouna
spiccatasensibilitàalfenomenoelettroplasticoalcontrariodiquelliabassaemediobassaSFE(AISI
316LerameC11000).
Nelcasodegliacciaiinossidabilibifasici,acausadelbassocontenutodiNickel,perpoterstabilizzare
lafaseausteniticaatemperaturaambientesiintroduceunacertaquantitàdiNnellalega(elemento
stabilizzantedellafasegamma)cheportaadunadiminuzionedellaSFEdellafaseaustenitica.Grazie
alvaloremoltobassodellacostantedipartizioneα/γdell’azotodovutoallabassasolubilitàcheha
quest’ultimo nella ferrite (tabella 2.2), si distribuirà preferibilmente nell’austenite limitando la
diminuzione della SFE della fase ferritica. Tenendo conto del fatto che la struttura degli acciai
inossidabilibifasiciècompostadaunamatriceferriticaincuièdispersalafaseausteniticaecheè
laferritegraziealsuoelevatonumerodisistemidiscorrimentocheaccomodalamaggiorpartedella
deformazione, si può dedurre che sia questa la fase responsabile della presenza del fenomeno
elettroplastico.Sonostatifattistudi[42,43]suunottone60/40bifasicochepresentailfenomeno
dell’elettroplasticità. In questo ottone la stacking fault energy della fase alfa (struttura FCC) è
relativamentebassa,mentrelafasecubicaacorpocentratopossiedeun’elevataSFEcheèquella
chehapermessol’instaurarsidelfenomenoelettroplastico.
Un’altrapossibilespiegazionedellapresenzadelfenomenoelettroplasticonegliacciaiinossidabili
bifasicièlapossibilitàchelacorrentefavoriscaunatrasformazionedifaseindottadadeformazione
nellastrutturaaustenitica.Ilmeccanismosecondoilqualeagiscelacorrenteèespostonelparagrafo
1.3, ovvero la corrente fornisce la frazione di energia necessaria ad oltrepassare la barriera di
energia di attivazione per la precipitazione della fase più stabile a quella temperatura. Al fine di
verificarequestaipotesièindispensabilel’analisialmicroscopioatrasmissioneelettronica,cheèin
gradodirisolvereladifferentemorfologiadellafaseausteniticaedellamartensitedadeformazione
ediverificarnelapresenzagraziealladiffrazionedielettroni.
Altrofattoreimportantedatenereinconsiderazioneècomelacorrentesidistribuiscetraleduefasi
presentinelmetallo.Ilfattochelamatricesiaferriticaecheladensitàdidislocazioniall’interno
62
dellafaseausteniticasiamaggioreacausadellabassaSFE(inibizionedelmeccanismodicrossslip),
potrebbeportareadunadistribuzionenonomogeneadellacorrentechefavorirebbeimeccanismi
responsabilidell’aumentodiduttilitàdovutialpassaggiodicorrente.
63
64
Conclusioni
Questolavoroditesièstatosvoltoperproseguireilprogettodiricercasulfenomenoelettroplastico
dell’UniversitàdiPadova.
Perlaprimavoltasonostatieffettuatideitestsumaterialiconstrutturabifasicaesonostatisceltii
due gradi di acciaio inossidabile bifasico per il loro elevato interesse tecnologico in ambito
industriale.
E’statoosservatochetuttieduegliacciaisottopostiatesthannodimostratoun’ottimarispostaalla
deformazioneuniassialeassistitadacorrentepresentandounaumentodellaformabilitàrispetto
alle prove effettuate alla medesima temperatura raggiunta dai campioni deformati in corrente
continua.
L’acciaio SAF2304 ha denotato una spiccata sensibilità al fenomeno elettroplastico quando
attraversatodallapiùbassadensitàdicorrente(5A/mm2)dimostrandounallungamentoarottura
superioreancherispettoalmaterialedeformatoatemperaturaambiente.Ilcaricomassimo(UTS)
eilcaricodisnervamentononhannoavutosostanzialivariazionitraleduetipologiediprovanéper
ilSAF2205néperilSAF2304.
E’ stato ipotizzato che la corrente potrebbe aver favorito la precipitazione di martensite da
deformazione, ma per verificare tale ipotesi è necessario un analisi dei campioni deformati al
microscopioatrasmissioneelettronica.
Sarebbe interessante attraverso misurazioni e simulazione alle differenze finite capire come la
correntesidistribuiscatralafaseferriticaelafaseausteniticapresentinelmateriale.
Infuturosiproseguiràlacampagnaprovesuglistessimaterialisottopostiatrazioneuniassialee
assistitiinvecechedacorrentecontinuadacorrentepulsatapercercaredilimitareilriscaldamento
pereffettoJouledelmaterialeeraggiungeredensitàdicorrentedecisamentepiùelevate.
Siprevedeinoltredieffettuaredellemisurazionidimoduloelasticoperverificarnel’influenzadella
correntecomeerastatoosservatoinunlavoroprecedente[33].
Perconfermarel’ipotesidellaresponsabilitàdellaSFEsulpresentarsidelfenomenoelettroplastico
èconsigliabileeseguiredelleproveditrazioneportandoilmaterialeadiversigradidideformazione
65
previarotturaperpoiandareadosservarealTEMlastrutturadislocativaeverificareleeventuali
differenzetraicampionideformatiincorrenteequelliintemperatura.
66
Bibliografia
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