∫ CAPITOLO 5: ANALISI E DISCUSSIONE DEI RISULTATI SPERIMENTALI

CAPITOLO 5: ANALISI E DISCUSSIONE DEI

RISULTATI SPERIMENTALI

5.1 IL MEAN FLOW STRESS

Il MEAN FLOW STRESS (MFS) viene solitamente impiegato per descrivere la resistenza a deformazione dei materiali durante la laminazione a caldo. [30]

Se si considerano le curve true strain-true stress che si ottengono dai dati che abbiamo a disposizione riguardo a deformazione per passata, velocità di deformazione, interpass time, temperatura, il MFS può essere definito come l’area sotto ogni curva stress-strain diviso per la deformazione totale imposta nella passata considerata.

Infatti il MFS relativo ad ogni passata è calcolata dalle curve di flusso in base alla seguente equazione: ε σ ε ε d MFS b a a b −

∫

= 1 Eq. 5.1.1 [35]

Nella figura seguente è riportata una curva stress-strain ottenuta nel caso di 17 passate.

Fig. 5.1.1 [35]

Solitamente il MFS viene riportato in dipendenza dell’inverso della temperatura assoluta, ottenendo l’andamento che si può vedere nella seguente figura:

Fig. 5.1.2 [35]

In entrambi i diagrammi possono essere chiaramente distinte tre diverse regioni:

REGIONE I- Si suppone che in questa regione tra le passate abbia luogo una completa ricristallizzazione e che l’aumento di stress da una passata all’altra sia dovuto solamente alla diminuzione di temperatura.

REGIONE II- Si suppone che in questa regione la ricristallizzazione tra le passate sia inibita dalla precipitazione indotta per precipitazione. In questa regione, lo stress aumenta più rapidamente e ciò è dovuto sia alla diminuzione di temperatura che all’accumulo di deformazione.

REGIONE III- Corrisponde alla regione austenite-ferrite. La diminuzione dello stress che si ha in questa regione è dovuta all’inizio della trasformazione dell’austenite in ferrite. [36]

I diagrammi mostrano il forte contrasto che esiste tra la cinetica di ricristallizzazione e quella di precipitazione.

L’andamento della cinetica di ricristallizzazione mostra la caratteristica forma a “C” associata ai meccanismi che sono controllati a più alta temperatura dalla forza motrice ( e nucleazione) e a più basse temperature dalla diffusione ( e accrescimento). Questo tipo di curve tempo-temperatura mostra un “naso” a circa 900°C nel caso in cui avvenga la precipitazione di carbonitruri. Per contro, i diagrammi ricristallizzazione-tempo-temperatura non presentano “nasi”; in questo caso il tempo di inizio diminuisce continuamente all’aumentare della temperatura. Questo può essere spiegato con il fatto che la dipendenza della temperatura dalla forza motrice per la ricristallizzazione non è importante da considerare e che il meccanismo di ricristallizzazione è essenzialmente

controllato da processi di diffusione, sia riguardo alla nucleazione che riguardo all’accrescimento.

La conseguenza di questa differenza nella dipendenza dalla temperatura è che la ricristallizzazione è molto più rapida della precipitazione ad alta temperatura, mentre la cosa contraria avviene a temperature relativamente più basse. Dunque la ricristallizzazione precede la precipitazione a temperature sopra il naso, mentre la precipitazione avviene a più bassa temperatura. Come visto, una volta che la precipitazione ha avuto luogo, essa impedisce la ricristallizzazione e l’accrescimento di nuovi grani e la ricristallizzazione si arresta completamente, portando al fenomeno del pancaking.

I diagrammi considerati, ed in particolare quelli MFS-1/T, mostrano bene l’effetto della temperatura di laminazione e la presenza o meno di ricristallizzazione. Si nota infatti che i primi punti ( nel nostro caso i primi tre) di ognuno dei diagrammi MFS-1/T, in corrispondenza di alte temperature e valori di MFS bassi, rappresentano la ricristallizzazione. I punti successivi, invece, mostrano un brusco aumento del MFS: non si ha praticamente più ricristallizzazione e comincia ad avvenire la precipitazione. [37]

L’analisi dell’andamento del mean flow stress in funzione dell’inverso della temperatura assoluta permette la determinazione delle temperature critiche Tnr, Ar3 ( e Ar1 ) e permette anche l’identificazione dei principali cambiamenti microstrutturali che avvengono durante la laminazione.[38]

Si può infatti osservare che lo stress aumenta gradualmente all’aumentare del numero di passate. Si vede poi che esiste una deformazione critica dopo la quale la velocità di incremento dello stress con la deformazione cambia fortemente. La temperatura corrispondente a tale trasformazione critica è la Tnr. [39] Si osserva inoltre che l’inizio della trasformazione austenite-ferrite (Ar3) è caratterizzato da un apprezzabile decremento del MFS. [40]

C’è da dire che i cambiamenti nell’andamento definiscono le temperature critiche ma si possono avere delle ambiguità dovute al fatto che la relazione MFS-1/T non è esattamente lineare.

L’utilizzo dei diagrammi strain-stress e MFS-1/T può essere utile perché i risultati possono essere paragonati con quelli ottenuti dalle equazioni empiriche. [41]

Negli acciai contenenti niobio il MFS risulta solitamente essere maggiore rispetto a quello che si ottiene par gli acciai C-Mn e questa differenza si ha soprattutto al di sotto della Tnr. Infatti, a temperature inferiori a quella di non-ricristallizzazione si ha un brusco incremento del flow stress che può essere attribuito, oltre che alla diminuzione di temperatura, alla precipitazione.

Il manganese ritarda la precipitazione indotta per deformazione dei carbonitruri di niobio, invece il silicio ha un effetto accelerante sulla precipitazione dei carbonitruri di niobio. Dunque manganese e silicio hanno un effetto opposto sulla velocità di precipitazione dei carbonitruri. [38]

Per spiegare meglio il significato metallurgico del MFS si può fare riferimento alla seguente equazione basata su considerazioni di tipo geometrico che fornisce la roll force P:

(

)

[

R H h

]

Q MFSw P 1/2 3 2 ₋ = Eq. 5.1.2 [42] dove:

w= larghezza della lamiera e

(

)

4 1 ln 1 tan 1 2 1 1 1/2 1/2 2 2 / 1 _π π − ⎪⎭ ⎪ ⎬ ⎫ ⎪⎩ ⎪ ⎨ ⎧ ⎥ ⎥ ⎦ ⎤ ⎢ ⎢ ⎣ ⎡ − ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ − ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ − ⎟ ⎠ ⎞ ⎜ ⎝ ⎛ − = − r h Y h R r r r r Q

Nella figura seguente sono riportati i parametri che compaiono nelle equazioni considerate:

Fig.5.1.3 [42]

5.2 I DIAGRAMMI CCT

Le trasformazioni di fase sono uno dei fattori che influenza di più le proprietà degli acciai, in modo particolare la trasformazione γ→α. La percentuale di austenite trasformata in fasi differenti ( ferrite, perlite, bainite ) è stata rappresentata nei diagrammi CCT ( continuous cooling transformation ) che si costruiscono sulla base delle curve dilatometriche.

La dilatometria è una delle tecniche più comunemente usate per determinare l’inizio e la fine delle trasformazioni di fase negli acciai. La tecnica dilatometrica può essere applicata nello studio della cinetica delle trasformazioni di fase negli acciai se è possibile stabilire una relazione tra frazione di fase trasformata, temperatura, composizioni di fase e dilatazione, tenendo in considerazione la ridistribuzione del carbonio tra ferrite trasformata e austenite rimanente ed i loro diversi coefficienti di espansione.

La tecnica dilatometrica ci permette di costruire i diagrammi CCT.

Quando un materiale subisce trasformazione di fase, cambia la sua struttura reticolare e ciò è accompagnato da un cambiamento nel volume specifico. Nel caso degli acciai, oltre alla trasformazione reticolare, ha luogo una ridistribuzione degli elementi di lega. Durante la trasformazione, l’austenite si trasforma gradualmente in ferrite nella quale la massima solubilità del carbonio è limitata, e la rimanente austenite si arricchisce di carbonio. Sia la formazione della ferrite che l’arricchimento in carbonio dell’austenite portano ad un’espansione del campione. La seguente figura mostra un esempio di curva dilatometrica ottenuta per date velocità di riscaldamento e di raffreddamento:

Fig. 5.2.1 [43]

Da questo tipo di curva si possono trarre indicazioni sulle diverse temperature critiche di trasformazione. In particolare:

A’r3 = temperatura reale di inizio della trasformazione per la formazione di ferrite

Ar3 = temperatura convenzionale o apparente di inizio della trasformazione per la

formazione di ferrite

Ar1= temperatura convenzionale o apparente di fine della trasformazione per la

formazione di ferrite

Tutte le temperature critiche di trasformazione vengono determinate con l’ausilio delle derivate prime e delle derivate seconde che sono più sensibili alle variazioni di pendenza rispetto alle curve dilatometriche stesse.

Quando, come nel caso da noi considerato, la trasformazione ha luogo in condizioni di raffreddamento continuo, il tempo zero dovrebbe corrispondere con la temperatura di trasformazione Ar3.

5.3 IL NIOBIO ED IL MANGANESE

Come precedentemente visto ( paragrafo 2.2 ), il niobio è un agente rafforzante molto efficace. Durante la laminazione il niobio porta ad un marcato rafforzamento per precipitazione che è complementare al rafforzamento dovuto all’affinamento delle dimensioni del grano ferritico. Sia negli ACCIAI THAI che negli ACCIAI HYDRAWEDGE si ha precipitazione di carbonitruri.

All’aumentare del tenore di niobio aumenta il carico di snervamento. Se il tenore di niobio supera lo 0,04% in peso si ha un forte incremento del carico di snervamento. Questo effetto si assottiglia se si ha un ulteriore incremento del tenore di niobio e per un contenuto di niobio di circa 0,1% in peso si ha la saturazione.

Fletcher ha mostrato che in acciai microlegati contenenti 0,4% in peso di manganese, un’aggiunta di 0,03% in peso di niobio incrementa il carico di snervamento di 110MPa, mentre un’ulteriore addizione di 0,02% in peso di niobio provoca un ulteriore incremento del carico di snervamento di solo 21 MPa. [30]

Un maggiore tenore di manganese ritarda la precipitazione indotta per deformazione di carburi di niobio nell’austenite. Con maggiori tenori di manganese si raggiungono livelli di resistenza più elevati, come mostra il seguente diagramma proposto da Hulka [29]:

Fig. 5.3.1 [29]

L’effetto del manganese come indurente in soluzione solida e che ritarda la trasformazione, insieme ad un maggiore tenore di niobio in soluzione solida alla

temperatura di fine laminazione, hanno maggiore influenza sull’aumento della resistenza di un grano austenitico iniziale più allungato. [29]

5.4 LA TEMPERATURA DI TRASFORMAZIONE Ar3

Come esposto nel paragrafo 2.1.5, la deformazione in campo γ produce una microstruttura ferritica finale essenzialmente poligonale ed equiassica, con una bassa densità di dislocazioni mentre una deformazione imposta nella regione bifasica porta all’ottenimento di grani poligonali frammisti a grani ferritici con substruttura di deformazione e con una densità di dislocazioni alquanto elevata. E’ quindi importante stabilire se le ultime passate di laminazione sono state applicate in fase austenitica o ferritica. Uno dei modi per farlo è il calcolo della temperatura di trasformazione Ar3.

La temperatura Ar3 può essere calcolata conoscendo la concentrazione degli elementi di

lega: ] [ 5 ] [ 9 ] [ 16 ] [ 57 ] [ 74 ] [ 273 910 3 C Mn Ni Cr Mo Cu A_r = − − − − − − Eq. 5.4.1 [30]

dove Ar3 è espressa in gradi centigradi.

5.5 IL CARBONIO EQUIVALENTE ED IL PARAMETRO Pcm

Quando un acciaio è saldato con un certo apporto di calore, c’è molta probabilità che si verifichi un crack al cordone di saldatura. La suscettibilità di un acciaio alle cricche da saldatura è convenzionalmente rappresentata dal carbonio equivalente che è direttamente associato alla temprabilità della zona termicamente alterata a ridosso del cordone di saldatura. [3] Se il valore del carbonio equivalente risulta essere inferiore a 0,45 non si corre il rischio di cricche da saldatura. Tanto più il valore del carbonio equivalente è inferiore a 0,45 e tanto più la possibilità che si abbia una cricca da saldatura non esiste. Per il calcolo del carbonio equivalente è stata usata l’equazione di Yurioka, valida per gli acciai per pipelines:

⎥⎦ ⎤ ⎢⎣ ⎡ _{+ +} + + _{+ + + +} + =C AC Mn Si Cr Mo V Cu Ni Nb B Ceq 5 5 20 15 5 24 6 ) ( Eq. 5.5.1 dove:

[

20( 0,12)

]

tanh 25 , 0 75 , 0 ) (C = + C− A

e dove i tenori degli elementi di lega sono espressi come percentuali in peso.

Solitamente il valore del carbonio equivalente degli acciai laminati in controllo ha un valore più basso di quello degli acciai convenzionali. Da ciò consegue che gli acciai laminati in controllo presentano minore suscettibilità alle cricche da saldatura rispetto agli acciai convenzionali. [3]

Un parametro più affidabile è il Pcm ( Parameter of crack measurement) che dà il contributo di ogni elemento di lega alla suscettibilità alle cricche, ed è espresso dalla seguente relazione [3]: B V Mo Ni Cr Cu Mn Si C P_cm 5 10 15 60 20 30 + + + + + + + + = Eq. 5.5.2 [3]

Il suo valore di riferimento, per acciai destinati alla produzione di tubi è pari a 0,17 (specifica API SPEC 5L ). [3]

5.6 ACCIAI THAI

Per analizzare gli ACCIAI THAI si prende come riferimento l’acciaio RR76 e si confrontano con esso gli acciai SR65, RH65 e RM75. Si considera poi l’acciaio QG 47 che non contiene ne’microalliganti ne’molibdeno.

5.6.1 RR76 C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%) 0,09 0,26 0,015 0,007 0,019 0,041 1,49 Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%) 0,02 0,06 0,02 / 0,041 / Tabella 5.6.1.1

Come si vede dalla composizione riportata nella tabella 5.6.3.1, l’acciaio RR76 non contiene ne’molibdeno ne’vanadio.

Si riportano di seguito i diagrammi true strain-true stress e 1/T-MFS ottenuti per il campione 8RR76-12 ed i relativi valori di MFS sono riportati nella tabella 5.6.3.2.

1000/T MFS 7,51 66,2219 7,65 49,2805 7,72 94,3581 7,76 188,2711 7,89 230,7506 8,04 268,5992 8,25 309,8602 8,44 325,8583 8,82 497,78 9,21 344,9109 Tabella 5.6.1.2

Fig. 5.6.1.1 8-RR76-12 0 100 200 300 400 500 600 7 7,5 8 8,5 9 9 1000/T MFS ,5 Fig. 5.6.1.2

Nei diagrammi in fig. 5.6.3.1 ed in fig. 5.6.3.2 è ben evidenziato il fatto che dopo le prime tre passate ( fase di roughing ) inizia ad avvenire la precipitazione: si ha un rapido ma graduale aumento del MFS. Il fatto che nelle ultime due passate si verifichi un decremento del MFS è dovuto alla diminuzione della deformazione imposta da una passata all’altra.

Si considera adesso il diagramma CCT dell’acciaio 8RR76 ottenuto per una temperatura di fine laminazione di 800°C:

Fig. 5.6.1.3

Il diagramma CCT mostra che per la temperatura di fine laminazione considerata si ha formazione di ferrite poligonale e ferrite aciculare per la velocità di raffreddamento di 10°C/s, nei casi di velocità di raffreddamento di 12°C/s e 20°C/s invece si forma solo ferrite aciculare.

Dai risultati dell’analisi metallografica si ottengono due diversi tipi di microstrutture: - ferrite aciculare

RR76-3B

Fig. 5.6.1.4

Si ottiene per la temperatura di fine laminazione di 800°C in corrispondenza delle velocità di raffreddamento di 12°C/s e 20°C/s ( fig. 5.6.1.4 ) e per temperatura di fine laminazione di 750°C e velocità di raffreddamento di 12°C/s ( in questo caso si forma anche un po’ di ferrite poligonale, fig. 5.6.1.5);

RR76-3D

Fig. 5.6.1.5

-ferrite poligonale e ferrite aciculare.

Si ottiene nel caso di temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 10°C/s e nel caso di temperatura di fine laminazione di 750°C e velocità di raffreddamento di 15°C/s e 20°C/s ( fig. 5.6.1.6 ).

RR76-3E

Fig. 5.6.1.6

Si considerano ora i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza.

I valori di carico di rottura, carico di snervamento e durezza HV ottenuti sono inferiori a quelli degli altri ACCIAI THAI considerati ( escluso il QG47).

I valori di carico di rottura più elevati per l’acciaio RR76( 588MPa e 576MPa ), sono associati alla formazione di una microstruttura caratterizzata da ferrite aciculare.

In corrispondenza della temperatura di fine laminazione di 750°C e della velocità di raffreddamento di 20°C/S si ottiene un carico di snervamento particolarmente basso (

291MPa ). E’ il valore di carico di snervamento minore ottenuto per gli ACCIAI THAI, compreso l’acciaio QG47.

Per ognuna delle combinazioni di temperatura di fine laminazione e velocità di raffreddamento considerate, si ottengono valori di resilienza nel complesso più elevati di quelli risultati per tutti gli altri ACCIAI THAI:

CAMPIONE RESILIENZA J/mm2 3A 0,62 3B 0,58 3C 0,61 3D 0,63 3E 0,65 3F 0,63 Tabella 5.6.1.3 5.6.2 SR65 C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%) 0,06 0,23 0,01 0,001 0,023 0,033 1,38 Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%) 0,05 0,165 0,043 0,18 0,043 / Tabella 5.6.2.1

Nella tabella 5.6.2.1, si riporta la composizione dell’acciaio SR65.

La caratteristica che principalmente diversifica l’acciaio SR65 dall’acciaio RR76 preso come riferimento è la presenza del molibdeno.

Di seguito si riportano i diagrammi true strain-true stress e 1/T-MFS ottenuti per il campione SR65-12 ed i relativi valori di MFS.

1000/T MFS 7,39 65,0741 7,53 41,4425 7,7 53,0177 7,72 86,7413 7,85 133,0392 7,91 83,0601 8,16 228,9682 8,32 268,6274 8,5 357,4213 8,73 378,7916 8,97 662,2598 9,16 531,4239 9,44 492,8349 Tabella 5.6.2.2 Fig. 5.6.2.1

8-SR65-12 0 100 200 300 400 500 600 700 7 7,5 8 8,5 9 9,5 1 1000/T MFS 0 Fig. 5.6.2.2

Dai valori riportati nella tabella 5.6.2.2 si può vedere che l’acciaio SR65 presenta valori di MFS molto elevati ( sono quelli più elevati tra quelli ottenuti per gli ACCIAI THAI ).Si nota inoltre, rispetto al caso dell’acciao RR76, un ritardo nell’inizio della precipitazione ( si ha un tenore di manganese leggermente più elevato ).

Si considera adesso il diagramma CCT dell’acciaio SR65 ottenuto per una temperatura di fine laminazione di 800°C:

Fig. 5.6.2.3

Dal diagramma CCT si nota che la microstruttura ottenuta per l’acciaio SR65 è caratterizzata dalla presenza di ferrite aciculare e ferrite poligonale. Per la velocità di raffreddamento di 12°C/s si ha un ritardo nell’inizio della formazione di ferrite aciculare rispetto ai casi delle altre due velocità considerate.

La presenza di tali elementi microstrutturali si osserva nelle micrografie ottenute dall’analisi metallografica del campione. Da questa analisi si osserva che per le velocità di raffreddamento considerate si formano microstrutture caratterizzate da:

- ferrite aciculare.

Si ottiene per velocità di raffreddamento di 10°C/s e temperatura di fine laminazione di 800°C ( fig. 5.6.2.4 );

SR65-2A

- ferrite aciculare e ferrite poligonale.

Si ottiene per la temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 20°C/s e per la temperatura di fine laminazione di 750°C e velocità di raffreddamento di 15°C/s e 20°C/s ( fig. 5.6.2.5 );

SR65-2F

Fig. 5.6.2.5

- ferrite aciculare e poca ferrite poligonale.

Si ha per la velocità di raffreddamento di 12°C/s per entrambe le temperature di fine laminazione considerate ( fig. 5.6.2.6 ).

SR65-2B Fig. 5.6.2.6

Si osserva che per la temperatura di fine laminazione di 750°C, in corrispondenza di ognuna delle velocità di raffreddamento considerate, si forma lo stesso tipo di microstruttura ottenuto per l’acciaio RR76.

Di seguito si riportano le dimensioni del grano ottenute:

CAMPIONE T FINE _LAM V RAFFR Dg

2C 800 20 6,31 2D 750 12 6,73 2E 750 15 5,62

Tabella 5.6.2.3

Dalla tabella 5.6.2.3 si nota che una maggiore velocità di raffreddamento ha portato all’affinamento del grano ferritico.

Si considerano infine i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza. Il carico di rottura ed il carico di snervamento sono molto più elevati rispetto all’acciaio RR76. In particolare, per la temperatura di fine laminazione di 750°C e velocità di raffreddamento di 12°C/s si ottiene il valore di carico di snervamento di 525 MPa, che è il massimo ottenuto per gli ACCIAI THAI.

Sulla resilienza ha un forte effetto la velocità di raffreddamento:

CAMPIONE TFINE LAM V RAFFR RESILIENZA _J/mm2

2A 800 10 0,67 2B 800 12 0,63 2C 800 20 0,4 2D 750 12 0,62 2E 750 15 0,42 2F 750 20 0,4 Tabella 5.6.2.4

Come si può vedere dai valori riportati in tabella 5.6.2.4, all’aumentare della velocità di raffreddamento si ha una forte riduzione della resilienza sia nel caso di temperatura di fine laminazione di 800°C che di 750°C.

Questo si verifica anche per la durezza HV:

CAMPIONE T FINE _LAM V RAFFR DUREZZA _HV

2A 800 10 228,3 2B 800 12 234,6 2C 800 20 184 2D 750 12 216 2E 750 15 180,1 2F 750 20 185 Tabella 5.6.2.5

Dalle considerazioni fatte, si può concludere che l’effetto del molibdeno si manifesta soprattutto in un aumento dei valori di carico di rottura e di snervamento ed in una forte sensibilità della resilienza e della durezza HV alle variazioni di velocità di raffreddamento imposte. 5.6.3 RH65 C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%) 0,08 0,27 0,016 0,002 0,02 0,03 1,56 Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%) 0,019 0,04 0,019 0,01 0,038 0,06 Tabella 5.6.3.1

Come si può vedere dalla composizione riportata nella tabella 5.6.3.1, l’acciaio RH65, rispetto all’acciaio RR76 preso come riferimento, è caratterizzato dalla presenza del vanadio ( si ha anche una piccola aggiunta di molibdeno ).

Di seguito si riportano i diagrammi true strain-true stress e 1/T-MFS ottenuti per il campione 8RH65-10 ed i relativi valori di MFS riportati nella tabella 5.6.3.2:

1000/T MFS 7,36 111,3963 7,45 69,8657 7,71 76,015 7,72 94,7808 7,84 186,8163 8,03 204,1655 8,1 244,8641 8,26 265,2479 8,4 318,5366 8,66 325,1953 8,8 461,3643 9,06 409,0227 9,14 425,8543 Tabella 5.6.3.2

Figura 5.6.3.1 8-RH65-10 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 7 7,5 8 8,5 9 9 1000/T MF S ,5 Fig. 5.6.3.2

I diagrammi in fig. 5.6.3.1 ed in fig. 5.6.3.2 mostrano andamenti simili a quelli visti per l’acciaio RR76.

Si considera adesso il diagramma CCT dell’acciaio RH65 ottenuto per una temperatura di fine laminazione di 800°C:

Fig. 5.6.3.3

Come mostra il diagramma, la struttura ottenuta per l’acciaio RH65 in corrispondenza delle velocità di raffreddamento considerate, prevede la formazione di ferrite aciculare alle più basse temperature e di ferrite poligonale alle temperature più alte.

Dall’analisi metallografica si ottiene che per le due temperature di fine laminazione considerate si ottengono due diversi tipi di microstrutture:

- ferrite aciculare e poca ferrite poligonale.

Si ottiene nel caso di temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 10°C/s e 12°C/s ( fig. 5.6.3.4 );

RH65-1B

- ferrite poligonale e ferrite aciculare.

Si ha per temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 20°C/s e per temperatura di fine laminazione di 750°C nel caso di entrambe le velocità di raffreddamento considerate ( fig. 5.6.3.5 ).

-

RH65-1E

Fig. 5.6.3.5

Si prendono ora in considerazione i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza.

I valori del carico di rottura, del carico di snervamento e della durezza HV sono più elevati di quelli ottenuti per l’acciaio RR76 ( meno elevati rispetto all’acciaio SR65 ). Il carico di rottura dell’acciaio RH65 raggiunge i valori maggiori ( rispettivamente 620 MPa e 651 MPa ) nel caso di temperatura di fine laminazione pari a 800°C e velocità di raffreddamento di 10°C/s e 12°C/s. Questo può essere associato alla formazione di una maggiore quantità di ferrite aciculare rispetto agli altri casi considerati

In corrispondenza di una velocità di raffreddamento di 10°C/s e della temperatura di fine laminazione di 800°C si raggiunge la resistenza allo snervamento di 502 MPa cioè 101MPa più elevata di quella raggiunta con gli stessi parametri di processo per l’acciaio RR76.

I valori ottenuti per l’allungamento, di conseguenza, sono inferiori a quelli dell’acciaio di riferimento.

Per quanto riguarda la resilienza, si hanno valori che diminuiscono all’aumentare della velocità di raffreddamento imposta, in modo particolare nel caso della temperatura di fine laminazione di 750°C ( tabella 5.6.3.4 ). In corrispondenza della temperatura di fine

laminazione di 800°C e della velocità di raffreddamento di 10°C/s la resilienza è pari a 0,69 J/mm2 , che è il valore più elevato ottenuto per gli ACCIAI THAI.

CAMPIONE T FINE LAM V RAFFR. RESILIENZA J/mm2 1A 800 10 0,69 1B 800 12 0,6 1C 800 20 0,53 1D 750 12 0,5 1E 750 20 0,2 Tabella 5.6.3.4

I valori di durezza HV sono più elevati di quelli dell’acciaio RR76.

Si osserva dunque che l’effetto del vanadio si manifesta soprattutto in relazione al carico di snervamento ed alla durezza HV.

5.6.4 RM75 C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%) 0,095 0,32 0,027 0,006 0,014 0,035 1,66 Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%) / 0,05 0,22 0,23 0,05 0,009 Tabella 5.6.4.1

Nella tabella 5.6.4.1 si riporta la composizione dell’acciaio RM75. Rispetto all’acciaio RR76, preso come riferimento, l’acciaio RM75 è caratterizzato dall’aggiunta di nichel e molibdeno. Si ha anche una piccola addizione di vanadio.

Si riportano di seguito i diagrammi true strain-true stress e 1/T-MFS ottenuti per il campione 8RM75-12 ed i relativi valori di MFS:

1000/T MFS 7,5 46,4834 7,7 73,9539 7,72 115,13 7,77 191,5719 7,88 216,6679 8,05 275,6326 8,21 276,6614 8,5 370,2609 8,72 383,1055 9,02 349,3391 Tabella 5.6.4.2 Fig. 5.6.4.1 8-RM75-12 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 7 7,5 8 8,5 9 9 1000/T MFS ,5 Fig. 5.6.4.2

I diagrammi in fig. 5.6.4.1 ed in fig. 5.6.4.2 presentano andamenti simili a quelli visti per l’acciaio RR76.

Si riportano adesso i diagrammi CCT ottenuti in corrispondenza delle due temperature di fine laminazione considerate.

Fig. 5.6.4.5

Fig. 5.6.4.6

I diagrammi CCT mostrano che per ognuna delle due combinazioni di temperatura di fine laminazione e di velocità di raffreddamento considerate, si ha la formazione di una

microstruttura completamente caratterizzata da ferrite aciculare. La presenza di tale elemento microstrutturale si può osservare anche nelle seguenti micrografie ottenute per l’acciaio RM75:

RM75-4C

Fig. 5.6.4.7

RM75-4E

Fig. 5.6.4.8

La formazione della struttura completamente caratterizzata da ferrite aciculare è riconducibile alla presenza di molibdeno e nichel.

Si prendono ora in considerazione i risultati delle prove di trazione, resilienza e durezza HV.

Si ottengono valori del carico di rottura molto più elevati di quelli dell’acciaio RR76 ed in generale più elevati di quelli degli altri ACCIAI THAI. In particolare, nel caso di temperatura di fine laminazione di 750°C e di velocità di raffreddamento di 12°C/s il carico di rottura aumenta di 204 MPa rispetto a quello dell’acciaio RR76 ottenuto imponendo le stesse variabili di processo( si passa da 543MPa a 747MPa ).

Anche i valori di carico di snervamento sono più elevati rispetto a quelli dell’acciaio RR76 ma l’aumento che si verifica non è marcato come nel caso del carico di rottura. La durezza HV risulta molto più elevata di quella dell’acciaio RR76 ed in generale maggiore degli altri ACCIAI THAI.

I valori di resilienza invece, sono molto più bassi di quelli ottenuti per l’acciaio RR76 ed in generale inferiori a quelli degli altri ACCIAI THAI ( tabella 5.6.4.3 ). ( Per la temperatura di fine laminazione di 800°C e la velocità di raffreddamento di 10°C/s si ha il valore di 0,17mm2 _{che è il più basso ottenuto):}

CAMPIONE T FINE LAM V RAFFR. RESILIENZ A J/mm2 4A 800 10 0,17 4B 800 20 0,23 4C 750 12 0,2 4D 750 15 0,37 4E 750 20 0,35 Tabella 5.6.4.3

Tale risultato è associato alla microstruttura ottenuta: la ferrite aciculare, infatti, se da un lato conferisce resistenza al materiale, dall’altro influisce negativamente sulla sua tenacità.

Si conclude che nichel e molibdeno agiscono portando ad un aumento delle caratteristiche resistenziali del materiale, in particolare del carico di rottura, ed ad una forte diminuzione della resilienza.

5.6.5 QG47 C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%) 0,16 0,29 0,02 0,009 / 0,035 1,02 Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%) 0,02 0,05 0,02 / / / Tabella 5.6.5.1

Nella tabella 5.6.5.1 si riporta la composizione dell’acciaio QG47 . Tale acciaio non contiene microalliganti. Inoltre, rispetto agli acciai precedentemente considerati l’acciaio QG47 presenta un tenore di carbonio maggiore ed un tenore di manganese minore.

Di seguito si riportano i diagrammi true strain-true stress e 1/T-MFS ottenuti per il campione QG47-12 ed i relativi valori di MFS.

1000/T MFS 7,98 48,561 8,14 100,6757 8,34 76,4805 8.36 73,0599 8.43 82,4317 8,5 216,6645 8,53 224,7388 8,59 352,027 8,78 295,1596 8,88 301,26 Tabella 5.6.5.2 Fig. 5.6.5.1

QG47-12 0 50 100 150 200 250 300 350 400 7,5 8 8,5 9 9,5 1000/T MFS Fig. 5.6.5.2

Si ottengono valori di MFS non elevati. Come si vede dal diagramma 1000/T-MFS, l’incremento di MFS dopo la terza passata applicata si verifica in ritardo rispetto agli acciai precedentemente considerati.

Si considera il diagramma CCT ottenuto in corrispondenza di una temperatura di fine laminazione di 800°C e delle velocità di raffreddamento di 10°C/s, 12°C/s e 20°C/s:

Si osserva innanzitutto che si formano ferrite poligonale e ferrite aciculare. Nel caso della velocità di raffreddamento di 10°C/s l’inizio delle trasformazioni è ritardato rispetto alle altre due velocità di raffreddamento considerate.

Dall’analisi microstrutturale risulta la formazione di tre diversi tipi di microstrutture: - ferrite aciculare e poca ferrite poligonale.

Si ottiene nei casi di temperatura di fine laminazione pari a 800°C e velocità di raffreddamento di 10°C/s e di 750°C e 20°C/s ( fig. 5.6.5.4 );

QG47-5A

Fig. 5.6.5.4

- ferrite aciculare

Si ha nel caso di temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 12°C/s ( fig. 5.6.5.5 );

QG47-5B

- ferrite aciculare e ferrite poligonale.

Si ottiene per temperatura di fine laminazione di 800°C e velocità di raffreddamento di 20°C/s e per temperatura di fine laminazione di 750°C e velocità di raffreddamento di 12°C/s e 15°C/s ( fig. 5.6.5.6 ).

QG47-5F

Fig. 5.6.5.6

Si riportano nella seguente tabella le dimensioni del grano ottenute: CAMPIONE T FIN LAM V RAFFR Dg

5C 800 20 12,01

5D 750 12 14,15

5E 750 15 13,32

5F 750 20 12,17

Tabella 5.6.5.3

Il grano dell’acciaio QG47 è molto più grossolano di quelli ottenuti in corrispondenza degli acciai RH65 e SR65. Ciò è associabile all’assenza del niobio che dà un forte contributo all’affinamento del grano e che nell’acciaio QG47 non è presente. Si nota anche l’effetto della velocità di raffreddamento: all’aumentare di tale parametro la dimensione del grano ferritico diminuisce.

Si prendono in considerazione i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza HV.

I valori di carico di rottura, di snervamento e durezza HV sono più bassi di quelli ottenuti per gli altri ACCIAI THAI. Viceversa accade per l’allungamento:

CAMPIONE T FIN LAM V RAFFR ALLUNGAMENTO 5A 800 10 41,1 5B 800 12 32,9 5C 800 20 29,97 5D 750 12 31,6 5E 750 15 34,9 5F 750 20 36,9 Tabella 5.6.5.4

Dalla prova di resilienza si ricavano valori abbastanza elevati nell’ambito degli acciai considerati, in particolar modo in corrispondenza della temperatura di fine laminazione di 750°C:

Tabella 5.6.5.4

CAMPIONE T FIN LAMIN V RAFFR RESILIENZA J/mm2 5A 800 10 0,39 5B 800 12 0,41 5C 800 20 0,45 5D 750 12 0,56 5E 750 15 0,55 5F 750 20 0,53

5.6.6 TEMPERATURA Ar3

Nella seguente tabella si riportano i valori di temperatura Ar3 ottenuti per gli ACCIAI THAI applicando l’equazione 5.4.1:

ACCIAIO Ar3 (°C) RH65 770,81 SR65 784,54 RR76 772,97 RM75 745,82 QG47 788 Tabella 5.6.6.1

Se la temperatura di fine laminazione è pari a 800°C, in ogni caso le ultime passate vengono applicate in fase austenitica. Se invece la temperatura di fine laminazione è di 750°C, le ultime passate avvengono in fase ferritica.

5.6.7 IL CARBONIO EQUIVALENTE ED IL PARAMETRO Pcm

I valori di carbonio equivalente ottenuti per gli ACCIAI THAI applicando l’equazione 5.5.1 sono riportati nella tabella seguente:

SIGLA Ceq C SR65 0,23864 0,06 RH65 0,2568 0,08 RR76 0,29794 0,09 RM75 0,32899 0,095 QG47 0,33789 0,16 Tabella 5.6.7.1

Si vede come ognuno degli acciai presenti un valore di carbonio equivalente inferiore a 0,45.

I valori del parametro Pcm ottenuti per gli ACCIAI THAI usando l’equazione 5.5.2 sono riportati nella seguente tabella:

SIGLA Pcm SR65 0,1816 RH65 0,177 RR76 0,178 RM75 0,211 QG47 0,2245 Tabella 5.6.7.2

Gli acciai SR65, RH65 e RR76 rispettano il valore di riferimento. L’acciaio RM75, come anche l’acciaio QG47, supera il valore di soglia.

5.7 ACCIAI HYDRAWEDGE

Prima di analizzare le caratteristiche microstrutturali ed i risultati delle prove di trazione, resilienza e durezza HV per ognuna delle colate, si fanno le seguenti considerazioni riguardo alle tre composizioni esaminate:

- la variazione più grande riguarda il tenore di manganese: 1.52% per la colata 112

1,87% per la colata 113 2,05% per la colata 114;

- gli elementi microalliganti presenti sono titanio e niobio, il cui tenore varia da 0,08% a 0,09%;

- il molibdeno è presente solo nella colata 112; - il tenore di carbonio varia da 0,04% a 0,06%; - il vanadio è assente.

5.7.1 COLATA 112

Si riporta la composizione della colata 112:

C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%)

0,05 0,3 0,009 0,009 0,016 0,031 1,52

Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%)

0,02 0,09 0,02 0,008 0,09 /

Tabella 5.7.1.1

Dall’analisi metallografica risulta la formazione di due diversi tipi di microstrutture: - ferrite aciculare

Si ottiene per una temperatura di fine laminazione di 850°C ed una velocità di raffreddamento di 3°C/s. Si tratta di ferrite aciculare con struttura grossolana ( fig. 5.7.1.1);

A850_3

Fig. 5.7.1.1

- ferrite poligonale e ferrite aciculare

Si ha nei casi di temperatura di fine laminazione di 800°C, 820°C e 850°C in corrispondenza della velocità di raffreddamento di 12°C/s. La ferrite aciculare ottenuta presenta una struttura fine (fig. 5.7.1.2), media ( fig. 5.7.1.3) e grossolana ( fig. 5.7.1.4):

A800_12

A820_12

Fig. 5.7.1.3

A800_3

Fig. 5.7.1.4

Si riportano nella tabella seguente le dimensioni del grano ferritico ottenute: CAMPIONE T FIN LAM V RAFFR Dg

1 800 12 5,56 2 800 3 7,81 3 820 12 5,49 4 820 3 9,669 5 850 12 7,478 Tabella 5.7.1.2

Si osserva che all’aumentare della velocità di raffreddamento si ottiene un forte affinamento del grano ferritico.

Si considerano ora i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza HV. I valori dei carichi di rottura e di snervamento sono compresi rispettivamente tra 547,5MPa e 589MPa e tra 392MPa e 441MPa. Il valore più elevato di carico di rottura relativo alla colata 112 è associato all’ottenimento di una struttura completamente caratterizzata da ferrite aciculare.

I valori di carico di snervamento sono inferiori a quelli ottenuti per le colate 113 e 114 che contengono tenori di niobio inferiori. Ciò può essere spiegato con il fatto ( paragrafo 5.3 ) che l’effetto del niobio sull’incremento del carico di snervamento si assottiglia all’aumentare del tenore di tale elemento.

I valori che si ottengono dalla prova di resilienza si riportano nella tabella seguente:

CAMPIONE RESILIENZA J/mm2 3 1,2906 4 1,2507 5 1,2636 6 0,8066 Tabella 5.7.1.3

Come si legge in tabella, i valori di resilienza ottenuti sono i più elevati tra quelli degli ACCIAI HYDRAWEDGE, in modo particolare nel caso dei campioni 3,4,5,6. Per ognuna delle due temperature di fine laminazione considerate, la resilienza risulta maggiore nel caso di velocità di raffreddamento maggiore, in particolare nel caso di temperatura di fine laminazione di 850°C.

5.7.2 COLATA 113

Nella tabella 5.7.2.1 si riporta la composizione della colata 113:

C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%)

0,06 0,29 0,015 0,008 0,021 0,026 1,87

Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%)

0,02 0,09 0,02 / 0,08 /

Tabella 5.7.2.1

Dall’analisi metallografica risulta la formazione di due tipi di strutture:

- ferrite poligonale e ferrite aciculare ( con struttura fine, figura 5.7.2.2, e media). Si ottiene questo tipo di microstruttura per la temperatura di fine laminazione 800°C;

B850_3

Fig. 5.7.2.2

- ferrite aciculare.

Si ottiene nel caso di temperatura di fine laminazione di 820°C e 850°C.

Dalle micrografie riportate di seguito si nota come all’aumentare della velocità di raffreddamento si abbia un affinamento della microstruttura: nel caso di velocità di raffreddamento pari a 3°C/s si ottiene ferrite aciculare con struttura grossolana ( fig. 5.7.2.3 e fig. 5.7.2.4 );

B820_3

Fig. 5.7.2.3

B850_3

Fig. 5.7.2.4

invece nel caso di velocità di raffreddamento di 12°C/s si ottiene ferrite aciculare con struttura fine ( fig. 5.7.2.5 e fig. 5.7.2.6 ):

B820_12

Fig. 5.7.2.5

B850_12

Fig. 5.7.2.6

Si considerano ora i risultati ottenuti dalle prove di trazione, resilienza e durezza HV. Il carico di rottura è più elevato rispetto a quello ottenuto nel caso della colata 112. L’incremento di tale proprietà meccanica è riconducibile all’aumento del tenore di manganese ed alla formazione di ferrite aciculare.

I valori di carico di snervamento sono leggermente più elevati rispetto al caso considerato prima. Il tenore di niobio, che contribuisce fortemente insieme al manganese all’incremento del carico di snervamento, è maggiore rispetto a quello della colata 112.

5.7.2.1 CONFRONTO TRA COLATA 113 ED ACCIAIO RR76

Si confronta l’acciaio RR76, scelto coma base per l’analisi degli ACCIAI THAI, con la colata 113. Infatti, l’acciaio RR76 e la colata 113 si differenziano sostanzialmente per il tenore di niobio contenuto( e per quello del manganese):

ELEMENTO RR76 COLATA 112 C 0,09 0,06 Si 0,26 0,29 P 0,015 0,015 S 0,007 0,008 Ti 0,019 0,021 Al 0,041 0,026 Mn 1,49 1,87 Cu 0,02 0,02 Ni 0,02 0,02 Mo 0 0 Nb 0,041 0,08 V 0 0 Tabella 5.7.3.1.1

I valori del carico di rottura, del carico di snervamento, dell’allungamento e della durezza HV sono più elevati per la colata 113. I valori del carico di rottura della colata 113 sono in media 100MPa più alti di quelli ottenuti per l’acciaio RR76. Anche i valori di resilienza risultano nel complesso più elevati per la colata 113 e in generale per tutti gli ACCIAI HYDRAWEDGE.

Un maggiore tenore di niobio ( e di manganese) migliora le caratteristiche resistenziali e la resilienza.

5.7.3 COLATA 114

In tabella 5.7.3.1 si riporta la composizione della colata 114:

C (%) Si (%) P (%) S (%) Ti (%) Al (%) Mn (%)

0,04 0,29 0,015 0,009 0,022 0,044 2,05

Cu (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%) Nb (%) V (%)

0,02 0,03 0,02 / 0,086 /

Tabella 5.7.3.1

Dall’analisi metallografica risulta la formazione di due tipi principali di strutture: - ferrite poligonale e ferrite aciculare.

Nel caso di temperatura di fine laminazione di 800°C la ferrite aciculare presenta una struttura fine ( fig. 5.7.3.1), invece nel caso di temperatura di fine laminazione di 850°C e velocità di raffreddamento di 3°C/s una struttura grossolana ( fig. 5.7.3.2 );

C800_12

Fig. 5.7.3.1

C850_3

- ferrite aciculare con struttura grossolana.

Si ha nel caso di temperatura di fine laminazione di 820°C ( fig. 5.7.3.3) e nel caso di temperatura di fine laminazione di 850°C e velocità di raffreddamento di 12°C/s.

C820_12

Fig. 5.7.3.3

Si considerano ora i risultati relativi alle prove di trazione, resilienza e durezza HV. Nella colata 114 si ha un tenore di manganese di 2,05%, contro l’ 1,87% della colata 113. Come visto nel paragrafo 5.3 ( fig. 5.3.1 ), all’aumentare del tenore di manganese, aumentano il carico di rottura ed il carico di snervamento.

Si osserva che i valori di carico di rottura ottenuti per la colata 114 sono inferiori a quelli ottenuti per la colate 113 in cui il tenore di manganese è minore. Ciò è rappresentato dal seguente grafico relativo alle tre temperature di fine laminazione di per la velocità di raffreddamento di 3°C/s:

500 520 540 560 580 600 620 640 660 680 800°C 820°C 850°C CARICO DI ROTTURA 1.52% Mn 1,87% Mn 2,05% Mn Fig. 5.7.3.4

Accade quindi, che l’effetto del manganese sull’incremento del carico di rottura è efficace fino a tenori di circa 1,8%. Al di sopra, questo effetto si attenua molto o scompare.

La stessa cosa non vale per il carico di snervamento che invece aumenta rispetto a quello ottenuto per gli altri due tipi di composizioni ( fa eccezione l’acciaio C850_12 ). Si considera il grafico seguente relativo alla velocità di raffreddamento di 3°C/s:

0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 800°C 820°C 850°C CARICO DI SNERVAMENTO 1,52% Mn 1,87% Mn 2,05% Mn Fig. 5.7.4.4

I risultati relativi alla prova di resilienza sono marcatamente diversi l’uno dall’altro:

CAMPIONE T FIN LAM V RAFFR RESILIENZA J/mm2 13 800 12 0,10182 14 800 3 0,9749 15 820 12 0,8039 16 820 3 0,6996 17 850 12 0,3135 18 850 3 0,2406 Tabella 5.7.3.2

Si può osservare che, per ogni temperatura di fine laminazione considerata, in corrispondenza della velocità di raffreddamento più elevata, cioè 12°C/s, si ottengono valori maggiori di resilienza.

5.7.4 TEMPERATURA Ar3

Nella seguente tabella si riportano i valori di temperatura Ar3 ottenuti per gli ACCIAI THAI applicando l’equazione 5.4.1:

ACCIAIO Ar3 (°C)

COLATA 112 781,118 COLATA 113 752,56 COLATA 114 745,66

Tabella 5.6.6.1

Visto che le temperature di fine laminazione considerate sono 800°C, 820°C e 850°C, le ultime passate di laminazione vengono applicate in ogni caso in fase austenitica.

5.7.5 IL CARBONIO EQUIVALENTE ED IL PARAMETRO Pcm

I valori di carbonio equivalente ottenuti per gli ACCIAI HYDRAWEDGE applicando l’equazione 5.5.1 sono riportati nella tabella seguente:

SIGLA Ceq C COLATA 112 0,23864 0,06

COLATA 113 0,2568 0,08

COLATA 114 0,29794 0,09

Tabella 5.7.5.1

Si vede come ognuno degli acciai presenti un valore di carbonio equivalente molto inferiore a 0,45.

I valori del parametro Pcm ottenuti per gli ACCIAI HYDRAWEDGE usando l’equazione 5.5.2 sono riportati nella seguente tabella:

SIGLA Pcm COLATA 112 0,1424

COLATA 113 0,169 COLATA 114 0,155

Tabella 5.7.5.2

Gli ACCIAI HYDRAWEDGE presentano valori del parametro Pcm sotto il valore di riferimento.

5.8 PREVISIONE DELLE PROPRIETA’ MECCANICHE A PARTIRE DAI DATI SPERIMENTALI

Si è cercato di prevedere i dati sperimentali a partire dalla composizione chimica e dal ciclo effettuato. Per fare ciò si è utilizzato il programma Origin. Lo scopo è quello di ottenere una regressione lineare tra proprietà misurate e proprietà calcolate.

Si sono presi in considerazione i valori riguardo a carico di rottura, durezza Vickers e resilienza ottenuti in corrispondenza delle varie composizioni degli ACCIAI THAI e degli ACCIAI HYDRAWEDGE e delle varie combinazioni di temperatura di fine laminazione e di velocità di raffreddamento applicate.

Di seguito si riporta il grafico relativo al carico di rottura:

Fig. 5.8.1

Il calcolo del carico di rottura è stato svolto in base alla seguente correlazione ottimale ottenuta:

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

Mo Vel T

[ ]

Ti Nb V Mn C R 450608 , 3924 273534 , 0 432748 , 0 324316 , 519 224135 , 176 871521 , 598 62832 , 165 023187 , 1445 914304 , 93 + + − + + + + + − = σ

L’accordo tra il carico di rottura misurato ed il carico di rottura calcolato mediante la correlazione è superiore al 94%. Dunque, nel caso delle composizioni e dei parametri di processo considerati, si riesce a fare una previsione ragionevole della misura della proprietà considerata.

Si considera adesso la durezza HV:

Fig. 5.8.2

In questo caso, la correlazione ottimale ottenuta è:

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

Ti T Vel Mo Nb V Mn C Mn HV 320213 , 7491 069652 , 0 519572 , 0 787114 , 276 310356 , 8694 723746 , 549 70235 , 90 580265 , 11001 047512 , 352 502496 , 432 2 2 2 + + − + + + − + + − =

L’accordo tra dati relativi alla durezza HV misurata e dati relativi al calcolo è circa pari all’87%. Quindi la previsione dei dati a partire dalla conoscenza della composizione chimica e dei parametri del ciclo può essere considerata ragionevole, anche se meno attendibile rispetto al caso del carico di rottura.

Di seguito si riporta il diagramma relativo al carico di snervamento:

Fig. 5.8.3

La correlazione usata è la seguente:

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

Mo Vel T

[ ]

Ti V Mn Nb C y 713904 , 2519 037626 , 0 435103 , 1 364271 , 220 077858 , 452 29245 , 88 60806 , 115 21146 , 197 628557 , 216 + − − + + + + + = σ

L’accordo tra dati calcolati e dati misurati è circa uguale a quello che si è ottenuto per la durezza Vickers.

Fig. 5.8.3

La correlazione usata è la seguente:

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

[ ]

Mn T E Vel Ti Mo Nb V C R ) 4 550039 , 4 ( 002568 , 0 293722 , 1 405436 , 38 13372 , 1 293357 , 25 018265 , 2 391136 , 57 324863 , 2 2 − − − − + − + + + =

In questo caso, la correlazione porta a valori che si discostano in modo non trascurabile da quelli misurati

5.9 CONCLUSIONI

Si sono analizzati i risultati ottenuti riguardo al carico di rottura, alla durezza Vickers, al carico di snervamento ed alla resilienza in funzione di quelli del carbonio equivalente. Per gli acciai esaminati, si è scelto come riferimento il carbonio equivalente perché esprime la suscettibilità di un acciaio alle cricche da saldatura e quindi rappresenta un valore particolarmente importante per gli acciai considerati destinati alla realizzazione di pipelines.

Gli ACCIAI THAI e gli ACCIAI HYDRAWEDGE si sono così suddivisi: - acciai privi di microalliganti ( QG47 );

- acciai al vanadio ( RH65 );

- acciai non contenente né molibdeno né vanadio ( RR76 ); - acciai con nichel e molibdeno ( RM75 );

- acciai con alto tenore di niobio ( 112, 113, 114 ). In questo gruppo si è inserito anche l’acciaio SR65 che sebbene non abbia un tenore di niobio elevato, ha un tenore di carbonio simile a quello degli acciai 112, 113,114.

Si riportano di seguito i grafici relativi al carico di rottura ed alla durezza HV:

Fig. 5.9.2

Sia per il carico di rottura che per la durezza HV si possono fare le stesse osservazioni. L’acciaio RM75 presenta i valori di carico di rottura e di durezza HV maggiori e l’acciaio QG47 presenta in ognuno dei due casi considerati i valori minori. Sia l’acciaio RM75 che l’acciaio QG47 sono caratterizzati dai valori del carbonio equivalente più elevati tra quelli degli acciai esaminati. Il fatto che l’acciaio RM75 presenti i valori maggiori tra quelli considerati è associabile alla sua microstruttura caratterizzata completamente da ferrite aciculare. I bassi valori dell’acciaio QG47 sono spiegabili con l’assenza di precipitazione dovuta all’assenza degli elementi microalliganti. Le colate 113, 114 e l’acciaio SR65 presentano valori molto vicini tra loro, mentre per la colata 112, in corrispondenza della quale si ha il minimo carbonio equivalente, si hanno valori più bassi. Il fatto che le colate 113 e 114 abbiano carico di rottura e durezza Vickers più elevati è da ricondursi al manganese presente in tenore maggiore. L’acciaio SR65 ha valori paragonabili a quelli delle colate 113 e 114 perché pur avendo un minore tenore di manganese, contiene una quantità maggiore di cromo.

I risultati ottenuti per l’acciaio RH65, caratterizzato dalla presenza del vanadio, sono simili a quelli ottenuti per le colate 113, 114 e per l’acciaio SR65. Infine l’acciaio RR76, che è stato considerato come acciaio base nella discussione dei risultati, presenta valori delle proprietà considerate uguali o inferiori a quelli ottenuti per la colata 112.

Si considera il diagramma relativo al carico di snervamento:

Fig. 5.9.3

L’acciaio RM75, a differenza del caso del carico di rottura e di quello della durezza Vickers, non presenta i valori più elevati e ciò è associabile alla microstruttura che lo caratterizza. Infatti nel caso del carico di snervamento è l’acciaio SR65 a presentare i valori maggiori tra gli acciai considerati. Si nota che nel caso dell’acciaio SR65, 112,113,114, i valori più elevati si hanno in corrispondenza della velocità di raffreddamento di 12°C/s.

L’acciaio RR76 è caratterizzato da valori più alti rispetto a quelli visti nel caso del carico di rottura e di durezza Vickers e molto simili a quelli dell’acciaio 112.

Fig. 5.9.3

Si ottengono andamenti diversi rispetto a quelli ottenuti per il carico di rottura e per la durezza HV. L’acciaio RM75 presenta i valori di resilienza più bassi tra quelli degli acciai considerati. Ciò è dovuto alla sua microstruttura. Per l’acciaio QG47 si hanno valori di poco superiori a quelli ottenuti per l’acciaio RM75. L’acciaio RH65 presenta valori di resilienza maggiori di quelli del QG47 eccetto che in un caso ( RH65-20 ). Le resilienze ottenute per l’acciaio RR76 sono più elevate di quelle dell’acciaio QG47 e si differenziano molto poco tra loro.

Si considera ora il gruppo di acciai formato da SR65 e colate 112,113 e 114. In questo caso si nota che sui risultati ottenuti influiscono i parametri del ciclo applicato: temperatura di fine laminazione e velocità di raffreddamento. Per quanto riguarda l’acciaio SR65 succede che all’aumentare della velocità di raffreddamento diminuiscono i valori di resilienza e che tali valori sono più bassi nel caso di temperatura di fine laminazione minore. Nel caso delle colate 112, 113 e 114, in corrispondenza di una temperatura di fine laminazione maggiore e di una velocità di raffreddamento minore si hanno risultati peggiori, anche in modo marcato. I valori più elevati di resilienza si ottengono per la colata 112 che è quella caratterizzata dal maggiore tenore di niobio ( e dal valore di carbonio equivalente minore ).

Se si confrontano le dimensioni del grano con i valori di resilienza, si osserva che un affinamento del grano porta a valori di resilienza maggiori. Si considera il caso degli ACCIAI HYDRAWEDGE: CAMPIONE RESILIENZA Dg 3 1,2906 5,49 4 1,2507 9,669 5 1,2636 7,478 13 1,0182 5,019 15 0,8039 5,47 18 0,2406 5,504 Tabella 5.9.1