Metodologia per lo studio dell'infragilimento da idrogeno in lamiere ...

Metodologia per lo studio dell’infragilimento da idrogeno in lamiere sottili diacciai duttiliL. Bertini 1 , M. De Sanctis 2 , G. Lovicu 2 , C. Santus 1 , R. Valentini 21 : Dipartimento di Ingegneria Meccanica, Nucleare e della Produzione, Università di Pisa;2 : Dipartimento di Ingegneria Chimica, Chimica Industriale e Scienza dei Materiali, Università diPisa.AbstractL’idrogeno è il più leggero e il più piccolo fra gli elementi della tavola periodica. Talecaratteristica, associata alla sua presenza in numerosi composti o come idrogeno molecolarenell’atmosfera di numerosi processi industriali e non, fa sì che l’idrogeno possa facilmente essereassorbito dai materiali metallici.L’idrogeno possiede inoltre elevatissima diffusività all’interno di reticoli cubici a corpo centrato,cosicché gli acciai risultano essere particolarmente sensibili al suo assorbimento. Fra gli effetti dellapresenza dell’idrogeno nei metalli risulta particolarmente dannoso il cosiddetto “infragilimento daIdrogeno” che si estrinseca in una consistente perdita di duttilità del materiale.Sebbene gli acciai più suscettibili a tale fenomeno siano quelli alto resistenziali con microstrutturefragili, nessun acciaio può considerarsi intrinsecamente immune da infragilimento da idrogeno.Il metodo più efficace per l’analisi dell’infragilimento da idrogeno è lo studio della tenacità afrattura con provini massivi, in grado di fornire il valore di soglia del fattore di intensificazionedegli sforzi necessario per l’insorgenza dell’infragilimento da idrogeno (K IHE ).Tale analisi risulta discostarsi dalle condizioni operative per lamiere sottili in cui la distribuzionedegli sforzi risulta essere differente.Il lavoro presente ha lo scopo di validare una metodologia per valutare l’infragilimento da idrogenoin acciai utilizzati per la realizzazione di lamiere sottili tramite la realizzazione di prove di trazionea bassa velocità di deformazione su provini intagliati precedentemente caricati con idrogeno esimulazioni agli elementi finiti della distribuzione delle tensioni all’interno del materiale. Lapresenza di concentrazioni degli sforzi in un acciaio è in grado di aumentarne localmente laconcentrazione. In tal modo la concentrazione locale di idrogeno può risultare significativamentemaggiore di quella media e, unitamente ad un maggiore sforzo agente sul materiale può portare acondizioni molto più gravose di quelle attese.Per testare tale metodologia sono stati estratti dei provini di trazione sia lisci che intagliati dalamiere utilizzate per tubazioni e recipienti in pressione di basso spessore in acciai basso legati al C.Tali provini sono stati idrogenati in autoclave a diverse pressioni di idrogeno e successivamente lavalutazione dell’effetto dell’idrogeno sulle caratteristiche meccaniche dell’acciaio è stata fattatramite prove di trazione a bassa velocità di deformazione su provini idrogenati.Le simulazioni agli elementi finiti elasto-plastiche hanno permesso di determinare la ditribuzione ditensioni nell'intorno dell'apice dell'intaglio.In particolare, determinando la tensione idrostatica, è stato possibile calcolare l'aumento diconcentrazione locale di Idrogeno.In corrispondenza dell'apice dell'intaglio, si ha un'elevata concentrazione di tensione, dovuta alpiccolo raggio di raccordo rispetto alla profondità dell'intaglio, oltre all'elevato effetto di triassialità.La concetrazione di Idrogeno si accentua quindi proprio nella zona interessata alla frattura.Come ben noto l'elevata severità dell'intaglio è di per sé causa di accentuazione del comportamentofragile di leghe metalliche. A questo si uniscel'effetto di infragilimento prodotto dall'Idrogeno aggravato dalla locale maggiore concentrazione.E' stato quindi possibile confrontare la deformazione plastica a rottura, in corrispondenza dell'apicedell'intaglio, con e senza Idrogeno offrendo quindi un criterio spendibile in termini di progetto al

fine di determinare la resistenza statica di componenti intagliati a contatto con elevata pressione(parziale) di Idrogeno.IntroduzioneL’infragilimento da idrogeno è un problema comune alla maggior parte delle leghe ferrose[1][2][3].Molte sono le variabili da cui tale fenomeno può dipendere. A parte la composizione chimica, lamicrostruttura, il tenore di impurezze e la resistenza meccanica sono fra le variabili che piùinfluenzano la suscettività all’infragilimento da idrogeno di un acciaio[4][5][6].L’idrogeno presenta un elevata diffusività all’interno del reticolo cubico a corpo centrato degliacciai ferritici. Tale fatto, unitamente alla facilità con cui un acciaio può venire a contatto conambienti idrogenanti (sia nelle fasi di produzione o di montaggio e assemblaggio, che in quelle diservizio di un particolare componente) conferisce a tale problema un’intrinseca pericolosità.Gli sviluppi più recenti della cosidetta Hydrogen Economy, che prevede la produzione e l’utilizzomassiccio di idrogeno come combustibile per alimentare fuel cell o motori a combustione interna,pone al centro della ricerca l’analisi dell’infragilimento da idrogeno di tutta la componentistica cheverrà utilizzata. A tal scopo anche la classe di acciai duttili a basso carbonio dovrà essere presa inconsiderazione, costutuendo la prima scelta per condutture e recipienti per il trasporto e lostoccaggio di idrogeno gassoso[7][8].In particolare i materiali per le condotte e i recipienti che trasportano o immagazzinano idrogeno adalta pressione devono essere adeguamente selezionati in modo da non comprometterne l’integrità eda assicurare la sicurezza di lavoratori ed utenti.Inoltre, dato che una delle applicazioni principali dell’idrogeno come combustibile riguarderàl’autotrazione la ricerca di leggerezza delle autovetture passa attraverso l’utilizzo di materiali adalta resistenza che permettano spessori, e quindi pesi, minori a parità di applicazioni. In tutti questicampi di applicazione la progettazione di componenti che operino in presenza di idrogeno devepassare attraverso una profonda conoscenza delle dinamiche di infragilimento di ogni singoloacciaio utilizzato.La presente ricerca propone un criterio di infragilimento che possa essere sfruttato in sede diprogetto di componenti meccanici che operino in ambienti idrogenanti.L’attività sperimentale è stata incentrata sull’analisi delle proprietà meccaniche di un acciaio pertubature di grado API X52 dopo esposizione per tempi lunghi ad atmosfere di idrogeno gassoso adalta pressione (50, 100 e 150 bar) tramite prove di trazione a bassa velocità di deformazione suprovini sia intagliati che lisci. E’ stato quindi implementato un modello agli elementi finiti per ilcalcolo dello stato tensionale del provino durante la prova di trazione, con particolare attenzionealla zona di intaglio. Sulla base delle curve di trazione dei provini idrogenati e dei risultati dellamodellazione meccanica, è stato quindi proposto un modello di infragiliemento per questa tipologiadi acciai. Il modello sarà quindi facilmente estendibile ad altre classi di acciai e ad altri meccanismidi assorbimento di idrogeno.Materiali e Metodi SperimentaliIl materiale testato in questo lavoro è un tipico acciaio per tubature di grado API X52, la cuicomposizione chimica è riportata in Tab.1. Il materiale in esame è stato scelto in quanto rappresentaun acciao di riferimento per la classe di lamiere sottili di acciai duttili per la realizzazione dipipelines.

El C Mn Si P S Cr Ni Mo Cu V Al Ti B NbW% 0,154 0,919 0,254 0,0135 0,007 0,054 0,016 0,013 0,017 0,004 0,024 0,003 0,0001 0,033Tab.1: Composizione chimica dell’acciaio analizzato.Da una tubatura di diametro esterno pari a 168 mm e di spessore di parete di 7 mm sono statiprelevati alcuni provini per l’analisi microstrutturale. Tale analisi, effettuata al microscopio otticosulla sezione longitudinale del tubo, ha evidenziato una struttura ferritico-perlitica a bande tipica diquesta classe di acciai.Fig.1: Micrografia ottica dell’acciaio ferritico/perlitico X52 nella direzione di laminazione. Strutturaferritico-perlitica a bande. Attacco metallografico utilizzato: Nital 2%.Inoltre, dalla stessa tubatura sono stati estratti una serie di provini di trazione sia lisci che intagliatisecondo le geometrie riportate in figura 2.Fig.2: Schema dei provini di trazione lisci (a sn) e intagliati (a dx) utilizzati per le prove di trazionea bassa velocità di deformazione.I provini lisci permettono di misurare le caratteristiche meccaniche dell’acciaio in presenza di solisforzi monoassiali presenti nel materiale, a di avere quindi i dati per poter predire la distribuzione disforzi nel materiale in presenza di intaglio, nella fase di modellazione agli elementi finiti.

La presenza di difettosità superficiali con effetto d’intaglio è da considerare sempre presente inpezzi reali in servizio. L’utilizzo di provini intagliati permette quindi di esplorare condizioni piùgravose per il materiale idrogenato rispetto al caso di provini lisci e fornisce pertanto risultatimaggiormente cautelativi.Sono quindi stati testati provini con intaglio a V, secondo lo schema riportato in figura 2. Lapresenza di un intaglio permette di avere un’intensificazione degli sforzi in corrispondenzadell’apice dello stesso.Una serie di provini è stata sottoposta a idrogenazione gassosa in un autoclave riempita conidrogeno puro ad alta pressione. Lo schema dell’autoclave utilizzato è mostrato in Fig. 3. Perlimitare la perdita di idrogeno durante le prove di trazione i provini sono stati precedentementenichelati tramite nichelatura electroless.Fig.3: Schema dell’autoclave utilizzato per l’idrogenazione dei provini.Sono stati effettuati caricamenti a pressioni parziali di idrogeno pari a 50, 100 e 150 bar. Insieme aiprovini di trazione sono stati caricati anche alcuni provini preparati secondo le stesse procedure, chesono stati in seguito utilizzati per la misura della concentrazione d’idrogeno assorbito.Il tempo di idrogenazione è stato pari a 1 settimana per tutte le pressioni esplorate, notevolmentesuperiore al tempo di saturazione previsto (pari a circa 9h) necessario al raggiungimento di unaconcentrazione costante d’idrogeno su tutto lo spessore del provino.Tale tempo è stato calcolato come il tempo necessario per uniformare la concentrazione d’idrogeno(concentrazione a cuore del campione pari al 99 % di quella alla superficie) in un campione didimensioni infinite spesso 4 mm, con un coefficiente di diffusione per l’idrogeno pari a 2,5·10 -6cm 2 /s, secondo la formula seguente[9]:D ⋅ t 1=2L 2da cui si ricava t = 32000 s ∼ 9 h.Il coefficiente di diffusione è stato determinato tramite prove di permeazione elettrochimica,secondo il metodo di Devanathan-Stachurski[10].Estratti dall’autoclave i campioni sono stati conservati in azoto liquido in modo da annullare leperdite di idrogeno dovute alla sua diffusione verso l’esterno. Alla temperatura dell’azoto liquido(196 °C) infatti, l’energia termica dell’idrogeno non è sufficiente ad attivare moti diffusivi che ne

permettano il moto. Grazie a tale sistema è stato possibile effettuare le prove di trazione anche adistanza di giorni dalla fine dell’idrogenazione.Successivamente sono state effettuate prove di trazione a bassa velocità di deformazione, secondonorma ASTM G-129 [11]. Si considera bassa velocità di deformazione una velocità inferiore a circa5⋅10 -4 ÷ 1⋅10 -3 s - [12]. La velocità di deformazione utilizzata è stata quindi pari a circa 3⋅10 -5 s -1 . Ciòè stato fatto perché le dinamiche di infragilimento da idrogeno sono pilotate dalla diffusionedell’idrogeno all’interno del metallo, e pertanto le prove di trazione condotte a usuali velocità dideformazione non permettono di evidenziare l’effetto infragilente di tale elemento.Al termine delle prove di trazione è stata determinata l’area a rottura ed è stata effettuata un’analisifrattografica in modo da confrontare la modalità di frattura assistita dall’idrogeno con quella inassenza di idrogeno. E’ stata inoltre misurata a posteriori la concentrazione di idrogeno prelevandoun campione dal provino post-trazione. La misura di concentrazione d’idrogeno è stata effettuatatramite metodo di estrazione ad alta temperatura, utilizzando un determinatore d’idrogeno LECODH603.Dalle prove condotte è stato quindi ricavato il valore della resistenza e della duttilità dell’acciaio infunzione del tenore di idrogeno assorbito. Alcuni provini non idrogenati sono stati trazionati dopoaver verificato che il contenuto d’idrogeno nell’acciaio allo stato di fornitura fosse nullo.Inoltre, oltre al carico massimo e all’allungamento percentuale a rottura, è stata analizzata anche lastrizione percentuale a rottura, tramite misura delle sezioni di frattura post trazione. La strizionepercentuale a rottura è stata misurata tramite un software analizzatore d’immagini ImageJ, secondola procedura mostrata in figura 4.Fig.4: Esempio di misura della sezione di frattura del provino sottoposto a prova di trazione.Da queste prove si è notato che i valori di concentrazione raggiunti con idrogenazione gassosa sonostati molto bassi (pari a circa 0,35 ppm per l’idrogenazione condotta a 150 bar) e che pertantol’effetto risultante dell’idrogeno sulle caratteristiche meccaniche è stato modesto. Si è scelto,pertanto, di effettuare anche un caricamento di tipo elettrochimico che permettesse di raggiungereconcentrazioni superiori. Il caricamento è stato effettato con una soluzione di acido solforico 0,1 N,con l’aggiunta di 10 mg/L di As 2 O 3 come veleno di ricombinazione, alla corrente di 1 mA/cm 2 . Intal modo è stato possibile raggiungere la concentrazione di 1,5 ppm e l’effetto di diminuzione delleproprietà meccaniche è stato molto più marcato.I dati ottenuti dalle prove di trazione sono stati utilizzati quindi come input per la realizzazione diun modello agli elementi finiti che permettesse la determinazione dei livelli locali di tensione nelle

vicinanze dell’intaglio e l’implementazione di un criterio di frattura spendibile in termini diprogetto al fine di determinare la resistenza statica di componenti intagliati a contatto con ambientidi servizio idrogenanti.Risultati e DiscussioneContenuto d’idrogeno degli acciaiFig.5: Concentrazione d’idrogeno ottenuta in funzione della pressione parziale utilizzata per ilcaricamento.In figura 5 sono riportati i valori di concentrazione d’idrogeno misurati in funzione della pressioned’idrogeno. L’assorbimento di idrogeno si basa sulla reazione di dissociazione dell’idrogenomolecolare in idrogeno atomico catalizzata dalla superficie metallica. Essa segue la legge di Sievertche lega la concentrazione d’idrogeno nella superficie del metallo (concidente con laconcentrazione di bulk una volta raggiunta la saturazione) e la pressione parziale d’idrogenosecondo una formula del tipo[1]:C = C ⋅ PH0 H 2in cui C H rappresenta la concentrazione e C 0 è una costante dipendente dal materiale.In figura 5 è riportata la curva interpolante i dati sperimentali secondo l’espressione suddetta. E’ danotare l’ottimo accordo ottenuto fra dati sperimentali e curva teorica.Prove di trazione a bassa velocità di deformazioneIn figura 6 sono riportate le curve di trazione ingegneristiche, sia per provini lisci (a sn) e intagliati(a dx), sia nel caso di assenza di idrogeno che dopo idrogenazione in autoclave a diverse pressioniparziali di idrogeno.Come è possibile notare in figura 6, l’effetto di un tale caricamento di idrogeno non modificasostanzialmente le caratteristiche meccaniche dell’acciaio esaminato sia nel caso di provini lisci chenel caso di provini intagliati. Sia il valore del carico massimo che dell’allungamento a rottura sonomolto vicini alla dispersione statistica dell’acciaio analizzato.

(a)(b)Fig.6:(a): Esempio di curve sforzo-deformazione ottenute con provini lisci non idrogenati (curva innero) e sottoposti a caricamento in idrogeno gassoso a 100 bar per 7 giorni (curva rossa). (b):Esempi delle curve sforzo-deformazione ottenute su provini intagliati idrogenati a diverse pressioniparziali d’idrogeno.I dati di duttilità (allungamento e strizione a rottura) e quelli di resistenza (carico massimo) infunzione del tipo di caricamento effettuato sono riportati nella figura 7. Da tale analisi è possibilevedere come l’effetto di una pressione d’idrogeno di 100 bar sulle caratteristiche meccanichedell’acciaio analizzato non sia molto marcato, con una modesta perdita di duttilità.(a)(b)Fig.7: a): Valori della riduzione d’area e dell’allungamento percentuale a rottura ottenuti su proviniintagliati sottoposti ad idrogenazione a diverse pressioni parziali d’idrogeno. (b): Valori carico dirottura ottenuti su provini intagliati sottoposti ad idrogenazione a diverse pressioni parzialid’idrogeno.Sia l’allungamento a rottura che la riduzione d’area dei provini idrogenati mostrano valori che sidiscostano da quelli misurati in assenza di idrogeno sempre meno del 15 %. La modesta influenzadell’idrogeno sulle caratteristiche meccaniche dell’acciaio analizzato è confermata inoltre anche daivalori del carico di rottura (variazioni inferiori al 10 %).Come evidente dalle frattografie riportate in figura 8, le modalità di frattura per i provini inpresenza o in assenza di idrogeno sono le stesse e non si evidenzia nessuna perdita dicomportamento duttile nel raggiungimento della rottura.

(a)(b)(c)(d)Fig.8: Frattografie realizzate tramite SEM della superficie di frattura dei campioni intagliati. (a)campione in assenza di idrogeno. (b) campione caricato a 50 bar. (c) campione caricato a 100 bar.(d) campione caricato a 150 bar.Dalle misure effettuate è possibile affermare che per pressioni parziali di idrogeno fino a 150 barl’acciaio di grado API X52 analizzato non presenta fenomeni di infragilimento.Analisi tensione-deformazione e criterio di fratturaLa curva tensione-deformazione ingegneristica, direttamente ricavabile sperimentalmente, puòessere convertita nella curva tensione-deformazione vera introducendo l’area della sezione difrattura in corrispondenza della strizione (vedi figura 9(a) [13]). La curva vera è stata ottenuta perdue provini non sottoposti a caricamento d’idrogeno, ottenendo una buona ripetibilità, esuccessivamente nel caso di caricamento per contatto gassoso con idrogeno in pressione a 100 bar, acui corrisponde una concentrazione d’idrogeno assorbito pari a circa 0.3 ppm, vedi figura 9(b).Dalla figura è evidente come la deformazione a frattura del provino contenente idrogeno, pari acirca εfH= 1.00 , non si discosti apprezzabilmente dalla deformazione a frattura del provino senzaidrogeno ( ε f= 1.05 ) ed inoltre è da notare che tale differenza è dell’ordine della dispersione delrisultato stesso. Alla luce di questa evidenza sperimentale è stata affrontata la modellazione delcomponente intagliato assumendo un’unica curva tensione-deformazione, implementata nelmodello agli Elementi Finiti (EF), mostrata in figura 10(a), abbinata ad un modello di incrudimentoisotropo, figura 10(b) [14].

1200100012001000stress, MPa800600Engineering curveYield point400Necking200Final fractureTrue curve00 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2strain, [ 1 ]stress, MPa800600400No H200No HH 100 bar00 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2strain, [ 1 ](a)(b)Fig.9. (a) Curva ingegneristica e curva vera. (b) Curva vera ottenuta per due provini senzacaricamento da idrogeno, confronto con la curva ottenuta mediante caricamento per contattogassoso con idrogeno in pressione a 100 bar.stress, MPa700600500400300ε = 1.05fσ = 1035MPaf200100True curveMultilinear modelInitialYield00 0.1 0.2 0.3surfacestrain, [ 1 ](a)(b)Fig.10. (a) Curva vera introdotta nel modello EF. (b) Modello di incrudimento isotropo.σ 1σeq= σYSubsequentYieldsurfaceIl modello EF relativo al provino intagliato è mostrato in figura 11(a). La simmetria geometrica delprovino è stata sfruttata permettendo la modellazione di 1/8 dell’intera geometria con evidenterisparmio in termini di onere computazionale. Nonostante il rapporto fra lo spessore e il raggio difondo intaglio suggerisse la modellazione basata sull’assunzione di uno stato piano dideformazione, è stata preferita la modellazione tridimensionale in modo da descrivere con maggioreaccuratezza la multiassialità dello stato di tensione nella zona dell’intaglio. Il livello di infittimentodel modello EF ritenuto adeguato, sulla base di un’analisi di convergenza, è mostrato in figura11(b). Il tipo di elemento usato è il classico solido 3D esaedro con 8 nodi ai vertici.La diversa multiassialità di deformazione fra il caso di provino liscio e provino intagliato è risoltamediante la deformazione equivalente di von Mises definita secondo la relazione riportatanell’Eq.(1) [15]:σ 22ε ε ε ε ε ε ε ε ε ε3ppεvM= ∫ dεvMp p p 2 p p 2 p p 2 p2 p2 p2dvM= (dx− dy) + (dx− dz) + (dy− dz) + 6(dxy+ dxz+ dxz)(1)È lecito considerare la sola deformazione plastica in quanto la componente di deformazione elasticaè molto più piccola.In figura 12(a) si riporta il confronto fra le curve sperimentali (carico-allungamento) dei proviniintagliati senza idrogeno e con idrogenazione a 100 bar, e il relativo risultato del modello EF. Si

evince che il modello riproduce bene la prima parte della curva fino al manifestarsi della frattura,ossia in corrispondenza della condizione di carico per il quale la deformazione a fondo intaglioraggiunge la deformazione a frattura εf= 1.05 , figura 12(b). In questa prima fase non c’èun’evidente distinzione fra le due curve sperimentali. Inoltre, il modello EF riproduceaccuratamente tali curve.LoadSymm.B.C.RefinementvolumeSymm.B.C.Symm.B.C.(a)(b)Fig.11. Modello EF: (a) condizioni al contorno, (b) livello di infittimento.17170elements19877 nodes2015NODAL SOLUTIONEPPLEQV (AVG)MAR 16 2010load, kN10No H, exp.5H 100 barFEFracture onset00 0.5 1 1.5 2estensometer, mmMXεpvM(max) = εf(a)(b)Fig.12. (a) Riproduzione mediante modello EF della curva di trazione del provino intagliato inassenza di idrogeno e con caricamento a 100 bar. (b) Deformazione plastica equivalente,condizione di incipiente frattura.La distribuzione della deformazione plastica equivalente, a partire da fondo intaglio, lungo labisettrice dell’intaglio stesso, è riportata in figura 13(b). La condizione di carico del provinointagliato (o del generico componente) per la quale si raggiunge la massima deformazione plasticapari alla deformazione a rottura (ottenuta sperimentalmente con il provino liscio) costituisce ilcriterio di frattura. Tale criterio sarebbe generalizzabile al caso di materiale suscettibileall’idrogeno, ossia nel caso in cui εfH< ε , offrendo quindi uno strumento di progetto, richiedendof

tuttavia la curva tensione-deformazione vera del materiale con quel dato livello di idrogeno. Comedetto in precedenza non si evidenzia una significativa differenza della deformazione a frattura senzaidrogeno, rispetto alla deformazione a frattura con idrogeno εfH≈ ε , quantomeno per il materialefinvestigato e per il livello di caricamento di idrogeno imposto.1.5zyxStress, Deformation,ConcentrationDistancefrom the notch rooteq. (vM) plastic strain, [1]10.5εpvM(max) = ε00 0.5 1 1.5distance from notch root, mmfFig.13. (a) Sistema di riferimento. (b) Distribuzione della deformazione plastica equivalente,criterio di frattura.Lo stato di tensione all’apice dell’intaglio è rappresentato nella figura 14, che si riferisce allacondizione di incipiente innesco della frattura. La tensione Idrostatica è definita come:σH= ( σx+ σy+ σz) / 3 ed è responsabile della locale concentrazione di idrogeno secondo larelazione[16]:CH 0σVHHRT= C e(2)in cuiC è la locale concentrazione di idrogeno,HC è la concentrazione di idrogeno iniziale a stato03di tensione nullo,JcmR = 8.31 , la temperatura ambiente T = 295K , VH= 2.0 , ed infine σ èHmolKmolda introdurre espressa in MPa.La plasticizzazione nell’intorno dell’intaglio produce il ben noto effetto di rendere lo stato ditensione localmente uniforme, e quindi anche la relativa concentrazione di idrogeno, in accordo conl’Eq.(2). Assumendo uniforme tensione idrostatica, pari a σH= 525MPa , nell’intorno dell’apicedell’intaglio, si può dedurre la concentrazione di idrogeno nei tre casi di caricamento proposti,riportata in Tab.2.Le concentrazioni di idrogeno ottenute sono effettivamente basse, anche considerando la maggioreconcentrazione locale dovuta allo stato tensionale. Quindi è del tutto lecito non riscontrare unsensibile infragilimento, come si evince dal risultato di figura 12.Superato il punto di innesco della frattura, il modello non è più in grado di riprodurre correttamentela perdita di resistenza, dato che la fessura che si crea non viene modellata. Al fine di modellarecorrettamente questa successiva fase sarebbe necessaria l’informazione sperimentale di tenacità afrattura, non investigata in questa attività. Inoltre l’analisi EF sarebbe più complessa dato cherichiederebbe la modellazione della fessura. Dall’analisi della figura 12 è evidente che la presenzadell’idrogeno produce differenze apprezzabili proprio durante questa seconda fase, dove entra ingioco la resistenza della fessura, ovvero la tenacità a frattura. Tuttavia, la parte finale della curva

non è di interesse se si progetta a componente integro, ossia se si impone che la condizione di cariconon sia tale da generare l’innesco della frattura.stress, MPa15001000500σ xs xs σ ys σ zs Hσ H00 0.5 1 1.5distance from notch root, mmFig.14. Stato di tensione all’apice dell’intaglio.p H,barσ H, MPaC 0,ppmC H,ppm50 525 0.20 0.31100 525 0.30 0.46150 525 0.35 0.54Tabella 2. Concentrazione di idrogeno nella zona dell’intaglio.Per verificare l’attendibilità del modello in un caso di maggiore infragimento, è statosuccessivamente testato un provino intagliato con la stessa geometria di intaglio, dopo averlosottoposto a caricamento elettrochimico, raggiungendo una concentrazione pari a C0= 1.5 ppm . Lacurva di trazione ottenuta ha mostrato una sensibile riduzione di duttilità, come visibile in figura 15.20load, kN1510No H, exp.H 100 bar5ElectrCh.FEFracture onset00 0.5 1 1.5 2estensometer, mmFig.15. Confronto con caricamento elettrochimico.La prima parte della curva EF riproduce correttamente la curva sperimentale del provino intagliato,analogamente ai casi precedenti, tuttavia il punto di incipiente frattura si trova ad un allungamentosensibilmente più basso rispetto ai due casi precedenti. E’ quindi stato possibile dedurre il valore di

limite di deformazione plastica ε modellando la condizione di carico di incipiente manifestazionefHdella frattura, ottenendo εfH= 0.729 . Inoltre, nell’intorno dell’intaglio la tensione idrostatica è pari aσH= 500 MPa , e quindi la locale concentrazione di idrogeno è pari a: CH= 2.25 ppm . Pertanto, ilvalore εfH= 0.729 è da associare alla concentrazione CH= 2.25 ppm , avendo a disposizione il valoredi εf= 1.05 per il caso di assenza di idrogeno è possibile estrapolare una semplice relazione lineare,figura 16, per ottenere una stima di ε per concentrazioni diverse da quelle testate.fHε fH1.210.8NoHPressure gas chargingElectrochemicalcharging0.60.40.200 0.5 1 1.5 2 2.5C 0,ppmFig.16. Relazione fra concentrazione di idrogeno e deformazione plastica a rottura.Conclusioni• Le prove di trazione a bassa velocità di deformazione condotte su provini caricati inautoclave a contatto con un atmosfera di idrogeno ad alta pressione hanno permesso dievidenziare che la diminuzione delle caratteristiche meccaniche è trascurabile per pressionifino a 150 bar• L’utilizzo di attività di idrogeno maggiori (raggiungibili tramite caricamento elettrochimico)ha mostrato una evidente diminuzione di duttilità associata con tenori maggiori di idrogeno.• La buona riproduzione, ottenuta mediante il modello EF, della curva forza-allungamento delprovino intagliato, ha validato il criterio di resistenza proposto, ossia massima deformazioneplastica equivalente a fondo intaglio pari alla deformazione di frattura del materiale,offrendo uno strumento di progetto che permette di analizzare una generica geometria conintaglio raggiato.• Le basse concentrazioni di idrogeno non permettono una distinzione fra caso di assenza diidrogeno e caso di caricamento per contatto gassoso.• Il provino sottoposto a caricamento elettrochimico ha mostrato un ben maggioreassorbimento di idrogeno e quindi una deformazione a rottura più bassa. È stato quindipossibile legare la concentrazione di idrogeno alla deformazione plastica massima diincipiente frattura.

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