17 Kasım 2015 Salı
13 Ocak 2009 Salı
ÖSTEMPERLENMİŞ KÜRESEL GRAFİTLİ DÖKME DEMİRLER
ÖSTEMPERLENMİŞ KÜRESEL GRAFİTLİ DÖKME DEMİRLER
Östemperleme esas olarak çelikler için boyutsal karalılığı ve sertliği arttırmak amacıyla uygulanan bir ısıl işlemdir. Bugün östemperleme işlemi ile elde edilen mikroyapı ilk kez 1930 ‘ lu yıllarda alaşım elementi ilavesi ile gri dökme demirde elde edilmiştir. Metalurjistler KGDD’lerin geliştirilmesinden sonra 1950’li yıllarda bir taraftan aşılama ile, diğer taraftan da ısıl işlem ile bu demirlerde beynitik yapı elde etmişlerdir.
Yaklaşık 20 yıl yüksek mukavemet ve yüksek tokluk gösteren ÖKGDD üzerine önemli bir gelişme kaydedilmemiştir. 1970’ in ortasında Finlandiya’da Kymi Kymmene ve Amerika ‘da General Motors tarafından ticari olarak ilk kez dişli yapımında kullanılan ÖKGDD’ in dövme çeliklerin yerini alacak potansiyele sahip olduğu gözlenmiştir.
Mükemmel mekanik özelliklerin yanında çok iyi işlenebilirlik, düşük üretim maliyeti, düşük ağırlık, az gürültü ve nihai parçaya yakın dökümlerin yapılabilmesi gibi birçok özellikleri bir arada bulundurması 1978’ den sonra bu malzemelere olan ilgiyi sürekli arttırmıştır ( 9 ).
Bütün bu özellikleri bir arada bulundurması ÖKGDD’ in eşsiz mikroyapısından kaynaklanmaktadır. Östemperleme işleminin amacı da bu eşsiz mikroyapıyı elde etmektir. KGDD’lerin bilinen mikroyapıları ferrit (yumuşak) ve perlittir (sert). Östemperleme ile elde edilen mikroyapı ise ferrit ve yüksek karbonlu östenittir.
Östemperleme şartlarına göre iki farklı ösferrit yapısı oluşmaktadır. Düşük östemperleme sıcaklıklarında ortaya çıkan alt ösferrit yüksek mukavemet ve sertlik gösterirken, yüksek sıcaklıklarda oluşan üst ösferrit yüksek süneklik, yüksek aşınma ve yorulma direnci sergilemektedir. Mekanik özelliklerdeki bu değişmeleri ısıl işlem şartları ve bileşime bağlı olan ; ösferrit morfolojisi, kalıntı östenit miktarı, muhtelif karbürlerin ve martensit fazının varlığı veya yokluğu etkilemektedir.
Östemperlenmiş çeliklerde KGDD’ler aynı beynitik yapıda değildir ve çelikler ÖKGDD’lerin gösterdiği mükemmel özellikleri gösteremezler. Östemperleme sonunda ÖKGDD’ de ferrit ve yüksek karbonlu östenit karışımı ösferrit yapı iken çeliklerde beynitik ferrit ve karbür karışımı beynitik yapıdan oluşmaktadır.
Dökme demir ile çelik arasında ki esas fark karbon içeriğidir. Çeliğin karbon içeriği genellikle % 0,80’ in altında iken dökme demirler % 2 - 4 C içerirler. Çeliğin karbon içeriği ana fazlar içinde çözünmüş halde bulunmaktadır. Karbon ister grafit küresi, isterse demir matrisinde bulunsun soğuma esnasında karbür oluşturması engellenmelidir. Dökme demirlerde bulunan yüksek silisyum içeriği karbür oluşumunu bastırarak yüksek karbonlu östenitin - 120 °C ‘ye kadar kararlı kalmasına sebep olur.
3.1. Östemperleme Isıl İşlemi
Östemperleme ısıl işlemi Şekil 3.1 ‘de görüldüğü gibi 3 aşamada yapılmaktadır. Bu aşamalar
1) Malzeme 850 - 950 °C aralığında 1- 2 saat süre ile östenitlenir.
2) Perlit oluşumunu engelleyecek hızda soğutma
3) Östemperleme için 250 - 450°C sıcaklık aralığında 1 - 4 saat izotermal bekleme
Şekil 3.1 Östemperleme ısıl işleminin şematik gösterimi ( 1-5-6-8 )
3.1.1. Östenitleme
Östenitleme genellikle 850 – 950 °C sıcaklık aralığında 1 - 2 saat süre ile yapılmaktadır. Çeliklerin tersine, dökme demirlerde östenitleme sıcaklık ve süresi oldukça önemlidir. Östenitleme sıcaklığını matris C içeriği belirler. Aynı zamanda homojen bir östenit yapı için östenitleme süresinin de önemli olduğu bilinmektedir.
3.1.2. Östemperleme işlemi (İzotermal bekletme )
Östemperleme genellikle 250 - 450°C aralığında 1 - 4 saat süre ile yapılmaktadır. Östemperleme sıcaklığı ösferrit morfolojisini etkilemektedir. 330 °C’nin altındaki sıcaklıklarda alt ösferrit baskın morfolojidir. Bu yapının oluşumu östemperleme zamanı ve dökme demir kimyasal kompozisyonundan bağımsızdır. Bununla birlikte, düşük östemperleme sıcaklıklarında C difüzyon’ u ferritin C ile aşırı doymasına neden olur ve ferrite e-karbür çökelir. Üst ösferrit ile 330 °C’nin üzerindeki östemperleme sıcaklıklarında baskın morfolojidir. Yüksek östemperleme sıcaklıklarında serbest enerji değişimi küçük olmasına rağmen C difüzyonu hızlıdır. Bu ferrit çıtalarının büyümesi sırasında C’ nun östenitle paylaşılmasına izin verir.
3.1.3. Östemperleme dönüşüm aşamaları
Östemperleme esnasında östenitin dönüşümü bazı araştırmacılara göre iki aşamada gerçekleşmektedir. Bu aşamalar ;
Östemperleme esas olarak çelikler için boyutsal karalılığı ve sertliği arttırmak amacıyla uygulanan bir ısıl işlemdir. Bugün östemperleme işlemi ile elde edilen mikroyapı ilk kez 1930 ‘ lu yıllarda alaşım elementi ilavesi ile gri dökme demirde elde edilmiştir. Metalurjistler KGDD’lerin geliştirilmesinden sonra 1950’li yıllarda bir taraftan aşılama ile, diğer taraftan da ısıl işlem ile bu demirlerde beynitik yapı elde etmişlerdir.
Yaklaşık 20 yıl yüksek mukavemet ve yüksek tokluk gösteren ÖKGDD üzerine önemli bir gelişme kaydedilmemiştir. 1970’ in ortasında Finlandiya’da Kymi Kymmene ve Amerika ‘da General Motors tarafından ticari olarak ilk kez dişli yapımında kullanılan ÖKGDD’ in dövme çeliklerin yerini alacak potansiyele sahip olduğu gözlenmiştir.
Mükemmel mekanik özelliklerin yanında çok iyi işlenebilirlik, düşük üretim maliyeti, düşük ağırlık, az gürültü ve nihai parçaya yakın dökümlerin yapılabilmesi gibi birçok özellikleri bir arada bulundurması 1978’ den sonra bu malzemelere olan ilgiyi sürekli arttırmıştır ( 9 ).
Bütün bu özellikleri bir arada bulundurması ÖKGDD’ in eşsiz mikroyapısından kaynaklanmaktadır. Östemperleme işleminin amacı da bu eşsiz mikroyapıyı elde etmektir. KGDD’lerin bilinen mikroyapıları ferrit (yumuşak) ve perlittir (sert). Östemperleme ile elde edilen mikroyapı ise ferrit ve yüksek karbonlu östenittir.
Östemperleme şartlarına göre iki farklı ösferrit yapısı oluşmaktadır. Düşük östemperleme sıcaklıklarında ortaya çıkan alt ösferrit yüksek mukavemet ve sertlik gösterirken, yüksek sıcaklıklarda oluşan üst ösferrit yüksek süneklik, yüksek aşınma ve yorulma direnci sergilemektedir. Mekanik özelliklerdeki bu değişmeleri ısıl işlem şartları ve bileşime bağlı olan ; ösferrit morfolojisi, kalıntı östenit miktarı, muhtelif karbürlerin ve martensit fazının varlığı veya yokluğu etkilemektedir.
Östemperlenmiş çeliklerde KGDD’ler aynı beynitik yapıda değildir ve çelikler ÖKGDD’lerin gösterdiği mükemmel özellikleri gösteremezler. Östemperleme sonunda ÖKGDD’ de ferrit ve yüksek karbonlu östenit karışımı ösferrit yapı iken çeliklerde beynitik ferrit ve karbür karışımı beynitik yapıdan oluşmaktadır.
Dökme demir ile çelik arasında ki esas fark karbon içeriğidir. Çeliğin karbon içeriği genellikle % 0,80’ in altında iken dökme demirler % 2 - 4 C içerirler. Çeliğin karbon içeriği ana fazlar içinde çözünmüş halde bulunmaktadır. Karbon ister grafit küresi, isterse demir matrisinde bulunsun soğuma esnasında karbür oluşturması engellenmelidir. Dökme demirlerde bulunan yüksek silisyum içeriği karbür oluşumunu bastırarak yüksek karbonlu östenitin - 120 °C ‘ye kadar kararlı kalmasına sebep olur.
3.1. Östemperleme Isıl İşlemi
Östemperleme ısıl işlemi Şekil 3.1 ‘de görüldüğü gibi 3 aşamada yapılmaktadır. Bu aşamalar
1) Malzeme 850 - 950 °C aralığında 1- 2 saat süre ile östenitlenir.
2) Perlit oluşumunu engelleyecek hızda soğutma
3) Östemperleme için 250 - 450°C sıcaklık aralığında 1 - 4 saat izotermal bekleme
Şekil 3.1 Östemperleme ısıl işleminin şematik gösterimi ( 1-5-6-8 )
3.1.1. Östenitleme
Östenitleme genellikle 850 – 950 °C sıcaklık aralığında 1 - 2 saat süre ile yapılmaktadır. Çeliklerin tersine, dökme demirlerde östenitleme sıcaklık ve süresi oldukça önemlidir. Östenitleme sıcaklığını matris C içeriği belirler. Aynı zamanda homojen bir östenit yapı için östenitleme süresinin de önemli olduğu bilinmektedir.
3.1.2. Östemperleme işlemi (İzotermal bekletme )
Östemperleme genellikle 250 - 450°C aralığında 1 - 4 saat süre ile yapılmaktadır. Östemperleme sıcaklığı ösferrit morfolojisini etkilemektedir. 330 °C’nin altındaki sıcaklıklarda alt ösferrit baskın morfolojidir. Bu yapının oluşumu östemperleme zamanı ve dökme demir kimyasal kompozisyonundan bağımsızdır. Bununla birlikte, düşük östemperleme sıcaklıklarında C difüzyon’ u ferritin C ile aşırı doymasına neden olur ve ferrite e-karbür çökelir. Üst ösferrit ile 330 °C’nin üzerindeki östemperleme sıcaklıklarında baskın morfolojidir. Yüksek östemperleme sıcaklıklarında serbest enerji değişimi küçük olmasına rağmen C difüzyonu hızlıdır. Bu ferrit çıtalarının büyümesi sırasında C’ nun östenitle paylaşılmasına izin verir.
3.1.3. Östemperleme dönüşüm aşamaları
Östemperleme esnasında östenitin dönüşümü bazı araştırmacılara göre iki aşamada gerçekleşmektedir. Bu aşamalar ;
DEMİR ALAŞIMLARI
KÜRESEL GRAFİTLİ DÖKME DEMİRLER
Küresel grafitli dökme demirler ( KGDD ), bir dökme demir sınıfı olup, ferritik ve perlitik veya ferrit + perlit karışımı bir matris içinde dağılmış halde grafit kürecikleri içeren bir dökme demir türüdür.
KGDD’ler, gri dökme demirin düşük ergime derecesi, iyi alışkanlık ve iyi işlenebilme yeteneği gibi üstünlükleri ile çeliğin yüksek mukavemet, süneklik ve tokluk gibi özelliklerini birleştiren bir malzeme olarak dökme demirler arasında yeni bir dökme demir sınıfı meydana getirmiştir ( 8 )
1940’ların sonlarından itibaren tanınmasına rağmen, KGDD’ in önemi gün geçtikce büyümektedir. Şu anda, gelişmiş ülkelerin üretim pastalarında KGDD üretimi % 20 - 30‘luk bir dilime sahiptir ( 8 ).
Küresel grafitli dökme demir ( KGDD ), birbirinden bağımsız olarak “British cast iron research association” (BRCIA) ve “İnternational nickel company” (INCO) tarafından geliştirmiş ve ilk defa Amerikan Dökümcüler Cemiyeti’nin 1948’ deki yıllık toplantısında döküm endüstrisi için yeni bir malzeme olarak tanıtılmıştır.
Küresel grafitli dökme demir aynı zamanda, nodüler, sfero ya da düktil dökme demir olarak da isimlendirilmektedir. Yurdumuzda, daha çok ‘Küresel grafitli dökme demir’ tabiri kullanılmıştır. KGDD’ de grafit, gri dökme demir (GDD)’de olduğu gibi lameller şeklinde değil, küçük küreler şeklindedir. Yapı açısından, gri dökme demirden yegane ayrıcalığı grafitlerin şeklidir. Yani, KGDD küresel grafit partikülleri içeren döküm halinde yapıya sahiptir. KGDD’ in mukavemetinin ve sünekliğinin GDD’ ye göre çok daha yüksek olmasının sebebi, grafit partiküllerinin ferritik, perlitik ya da ferritik + perlitik matris içinde küre şeklinde dağılmış durumda olmasıdır. KGDD’ in döküm durumu mekanik özellikleri ayrıca ısıl işlem ile yükseltilebilir.
KGDD’nin mekanik özellikleri grafit şekli ve büyük ölçüde matris yapısı tarafından etkilenmektedir. KGDD’ler dökme demirin avantajları ( düşük ergime derecesi, iyi akışkanlık ve dökülebilirlik, mükemmel işlenebilirlik ve iyi kesme mukavemeti ) ile, çeliğin mühendislik yönünden avantajları ( yüksek mukavemet, tokluk, süneklik, sıcak işlenebilirlik ve sertleşebilirlik ) birleştiren yeni bir dökme demir gurubudur ( 8 ). KGDD, düşük kükürt bileşimine sahip sıvı dökme demirin magnezyum ve seryum ile işleme tutulması ile üretilir ve son olarak, döküm esnasında ya da dökümden hemen önce silisyum içeren aşılayıcı bir alaşım ilave edilir. Böylece grafit temel halden küresel hale geçer. Ticari işlem pratiğinde çok değişiklikler vardır. Tipik olarak, alaşımsız KGDD’ in bileşimi Çizelge 2.1 ‘den görüleceği üzere gri dökme demir (GDD) ya da temper dökme demirden (TDD) farklıdır.
KGDD dökümlerinin pek çoğu ısıl işlemsiz halde kullanılır. Bazen uygulanan ısıl işlem, üzerinde istenen etkiye göre değişir. Östemperleme dışındaki herhangi bir ısıl işlem yorulma özelliklerini düşürür. KGDD, mukavemeti ve sertleşebilirliğini
Çizelge 2.1. Seçilmiş dökme demirlerin bileşimi ( 3 )
Küresel grafitli dökme demirler ( KGDD ), bir dökme demir sınıfı olup, ferritik ve perlitik veya ferrit + perlit karışımı bir matris içinde dağılmış halde grafit kürecikleri içeren bir dökme demir türüdür.
KGDD’ler, gri dökme demirin düşük ergime derecesi, iyi alışkanlık ve iyi işlenebilme yeteneği gibi üstünlükleri ile çeliğin yüksek mukavemet, süneklik ve tokluk gibi özelliklerini birleştiren bir malzeme olarak dökme demirler arasında yeni bir dökme demir sınıfı meydana getirmiştir ( 8 )
1940’ların sonlarından itibaren tanınmasına rağmen, KGDD’ in önemi gün geçtikce büyümektedir. Şu anda, gelişmiş ülkelerin üretim pastalarında KGDD üretimi % 20 - 30‘luk bir dilime sahiptir ( 8 ).
Küresel grafitli dökme demir ( KGDD ), birbirinden bağımsız olarak “British cast iron research association” (BRCIA) ve “İnternational nickel company” (INCO) tarafından geliştirmiş ve ilk defa Amerikan Dökümcüler Cemiyeti’nin 1948’ deki yıllık toplantısında döküm endüstrisi için yeni bir malzeme olarak tanıtılmıştır.
Küresel grafitli dökme demir aynı zamanda, nodüler, sfero ya da düktil dökme demir olarak da isimlendirilmektedir. Yurdumuzda, daha çok ‘Küresel grafitli dökme demir’ tabiri kullanılmıştır. KGDD’ de grafit, gri dökme demir (GDD)’de olduğu gibi lameller şeklinde değil, küçük küreler şeklindedir. Yapı açısından, gri dökme demirden yegane ayrıcalığı grafitlerin şeklidir. Yani, KGDD küresel grafit partikülleri içeren döküm halinde yapıya sahiptir. KGDD’ in mukavemetinin ve sünekliğinin GDD’ ye göre çok daha yüksek olmasının sebebi, grafit partiküllerinin ferritik, perlitik ya da ferritik + perlitik matris içinde küre şeklinde dağılmış durumda olmasıdır. KGDD’ in döküm durumu mekanik özellikleri ayrıca ısıl işlem ile yükseltilebilir.
KGDD’nin mekanik özellikleri grafit şekli ve büyük ölçüde matris yapısı tarafından etkilenmektedir. KGDD’ler dökme demirin avantajları ( düşük ergime derecesi, iyi akışkanlık ve dökülebilirlik, mükemmel işlenebilirlik ve iyi kesme mukavemeti ) ile, çeliğin mühendislik yönünden avantajları ( yüksek mukavemet, tokluk, süneklik, sıcak işlenebilirlik ve sertleşebilirlik ) birleştiren yeni bir dökme demir gurubudur ( 8 ). KGDD, düşük kükürt bileşimine sahip sıvı dökme demirin magnezyum ve seryum ile işleme tutulması ile üretilir ve son olarak, döküm esnasında ya da dökümden hemen önce silisyum içeren aşılayıcı bir alaşım ilave edilir. Böylece grafit temel halden küresel hale geçer. Ticari işlem pratiğinde çok değişiklikler vardır. Tipik olarak, alaşımsız KGDD’ in bileşimi Çizelge 2.1 ‘den görüleceği üzere gri dökme demir (GDD) ya da temper dökme demirden (TDD) farklıdır.
KGDD dökümlerinin pek çoğu ısıl işlemsiz halde kullanılır. Bazen uygulanan ısıl işlem, üzerinde istenen etkiye göre değişir. Östemperleme dışındaki herhangi bir ısıl işlem yorulma özelliklerini düşürür. KGDD, mukavemeti ve sertleşebilirliğini
Çizelge 2.1. Seçilmiş dökme demirlerin bileşimi ( 3 )
(a) TK,toplam karbon. (b) seçilebilir
yükseltmek amacı ile düşük miktarlarda nikel, molibden ve bakır ile alaşımlandırılabilir. Korozyon, oksidasyon aşınma ya da yüksek sıcaklık uygulamaları için daha yüksek miktarlarda silisyum, krom, nikel ya da bakır ilave edilebilir.
yükseltmek amacı ile düşük miktarlarda nikel, molibden ve bakır ile alaşımlandırılabilir. Korozyon, oksidasyon aşınma ya da yüksek sıcaklık uygulamaları için daha yüksek miktarlarda silisyum, krom, nikel ya da bakır ilave edilebilir.
Şekil 2.1. KGDD’nin mikroyapıları a)Döküm halindeki ferritik b) Döküm halindeki perlitik c) 700 °C’de tavlanmış ferritik d) Perlitik KGDD yağda soğutulmuş ve 255’ BS’ye temperlenmiş. Hepsi % 2 nitalde dağlanmış. X 100 (8)
KGDD’lerin Türk Standartları Enstitüsü (TSE)’ye göre sınıflandırılması Çizelge 2.2 ‘ de verilmektedir. Küresel grafitli dökme demirler; DDK (Dökme demir küresel grafitli) işareti ile gösterilir.Bu işareti izleyen sayılar ise kg/mm olarak minimum çekme mukavemeti gösterir. Burada GGG işareti kullanılmaktadır. Amerikan ASTM ( AS36 - 37 )’ e göre ise ksi olarak minimum çekme mukavemeti ve % 0,2 akma mukavemeti ve % uzama değerlerini vermektedir. Örneğin 60 – 40 - 18 işaretli malzeme incelenirse, dökme demirin 60 ksi ya da 414 MPa minimum çekme mukavemeti, 40 ksi ya da 276 MPa % 0,2 akma mukavemeti ve % 18 uzama değerlerine sahip olduğu anlaşılır.
SAE ( The Society of Automotiive engineers ), büyük miktarlarda dökümler için küresel grafitli dökme demiri sınıflandırmada, dökümlerin matris mikroyapısı ve Brinell sertliğine dayalı bir metot kullanır. Hem ASTM ve hem de SAE belirtmeleri çekme özellikleri ve sertlik için standarttır.
Çizelge 2.2 Küresel dökme demirlerin mekanik özellikleri ve yapıları ( 3-8 )
Uluslar arası tanımlama sistemi ( ISO1083 ), çekme mukavemetini MPa ve uzamayı % olarak verir. Çizelge 2.3’ de ASTM, SAE ve ISO standartlarına göre küresel grafitli dökme demirin sınıflandırılmasında kullanılan özellikler görülmektedir.
Fransız standartlarında (NFA 32 - 201), KGDD için kullanılan işaret FGS olup izleyen rakamlar kg/mm olarak minimum çekme mukavemetini ve % uzama değerlerini göstermektedir. İngiliz ( BS 2789 ) standartlarında ise, SNG harfleri kullanılır ve bu harfleri ton/inç olarak minimum çekme mukavemetini ve minimum % uzama değerleri izler. Rus GOST 7293-70 standartlarında kullanılan VCH harfleri yine kg/mm olarak minimum çekme mukavemetini ve % uzama değerini gösterir
.
Küresel grafitli dökme demirler, sahip oldukları üstün özellikler ile her geçen gün gri dökme demirlerin (GDD) yerini almakta ve kendilerine daha geniş bir kullanım alanı bulmaktadır. Özellikle, iyi dökülebilirlik. iyi işlenebilirlik ve düşük maliyet ile birlikte yüksek mukavemet ve tokluk gereken uygulamalarda, KGDD tercih edilen bir mühendislik malzemesidir.
Otomotiv ve tarım endüstrisi, küresel grafitli dökme demirin başlıca kullanım alanlarıdır. Amerika’ da, 1988’ de üretilen yaklaşık 3 milyon ton grafitli dökme demirin büyük bir kısmı otomotiv endüstrisi tarafından kullanılmıştır. Otomotiv sanayisindeki uygulamalara örnek olarak; krank milleri, egzoz manifoltları, karışık şekilli direksiyon mafsalları, avare diş kolu, tekerlek göbeği, traktör ve kamyon aksları, piston halkaları, silindir gömlekleri, süspansiyon sistemi parçaları, güç iletim kelepçeleri ve türbin yatakları verilebilir. Bu uygulamalarda, küresel grafitli dökme demir kullanımı, ekonomik üstünlüğünün yanı sıra daha yüksek mukavemet ve ağırlık tasarrufundan dolayı tercih edilmektedir. Dökme demir boru endüstrisi, küresel grafitli dökme demirin bir başka kullanım alanıdır. Ayrıca, pek çok teçhizat da (fitting) bu malzemeden üretilmektedir. Tarım ve yeryüzü hareketleri ile ilgili uygulamalarda, yüksek mukavemet ve tokluğa sahip dirsekler, kavramalar, bilyalar, hidrolik valflar, zincir dişlileri ve ray parçaları da KGDD’ den yapılmaktadır.
Çizelge 2.3 Çeşitli ulusal ve uluslar arası standartlarında KGDD özellikleri(8)
Genel mühendislik uygulamalarına örnek olarak; hidrolik silindirler, mandrenler, makine çerçeveleri, bağlama donanımı, hadde merdaneleri, tünel parçaları, demiryolu ray klip destekleri, kömür ve mineral ezme parçaları, yüksek sıcaklık uygulamalarında güvenlik valfleri, dişliler, nükleer yakıt konteynırları ve taşıyıcılar, petrol kuyusu donanımları ve demiryolu aks kovanları gibi parçalar belirtilebilir. Ancak östemperlenmiş küresel grafitli dökme demir (ÖKDD), KGDD için pek çok yeni uygulama alanları yaratmıştır
3 Aralık 2008 Çarşamba
alüminyum mağnezyum alaşımları
Alüminyum-Magnezyum Alaşım Sistemi
Alüminyum-magnezyum denge diyagramının alüminyumca zengin kısmı Şekil 2.4 de gösterilmiştir. Magnezyum için katı çözünebirlirlik sınırı ötektik sıcaklıkta % 15,35'den oda sıcaklığında yaklaşık % 2'ye düşmektedir. Bu da alaşımların eriyiğe sokma ve yaşlandırma ısı işlemlerine tabi tutulmasına imkan sağlar. Denge şartları altında % 15den az magnezyum içeren alaşımlarda sadece bir a katı eriyiği bulunmaktadır, ancak dendiritik segregasyona aşırı eğilimi, % 4 kadar az Mg bulunduğu zaman α+β (Mg2Al3) arasında ötekdik oluşumuna neden olabilir. Eriyiğe sokma işlemi dendiritik seğregasyonu ve olunmuş aşın ötektiği ve böylece tane sınırlarında meydana gelen kirlilikli katı eriyiği gidermek için kullanılabilir.
Aluminyum-magnezyum alaşımları iyi krozyon direncine sahiptir, ancak gerilmeli krozyona ve doğal yaşlanma sertleşmesine duyarlıdırlar. Sıvı halde magnezyum oksidasyona çok eğilimli olup bu problemin çözümü için özel işlemler gerekmektedir. Al-Mg-Si alaşımlarında çubuk şeklindeki β' kaynak çökeltisi β(Mg:Si) denge çökeltisine dönüşerek, Al-Mg-Cu alaşımında ise çubuk veya küre şeklindeki S’ kaynak çökeltisi, S(Al2CuMg) denge çökeltisine dönüşerek mukavemetlerime sağlanmaktadır. Al-Si alarmlarına göre Al-Mg alaşımlarıma, döküm özellikleri daha az uygundur. Her nekadar % 7-8 Mg bileşimine sahip alaşımlar kokil döküm ve basınçlı dökümle sınırlı olmakla beraber, birçoğu kum döküm yöntemi ile üretilmektedir.
Al-% 10 Mg alaşımı ısıl işleme cevap vermekte ve T4 ısıl işlemi ile yüksek mukavemet, süneklik ve darbe direnci kombinasyonu elde edilebilmekledir. Döküm parçalar eriyiğe sokma ısı işlem sıcaklığından yavaşça su verilmelidir, aksi taktirde artık gerilmeler gerilmeli krozyona neden olabilmektedir. Ayrıca alaşım tropik şartlarda tane sınırlarında Mg5Al8 (muhtemelen Mg2Al3) çökelmesine neden olan kararsız olma eğilimi göstermekte, bu da hem sünekliği düşürmekte, nemde belirli bîr süre sonra gerilmeli krozyona neden olabilmektedir. Sonuç olarak Al-% 10 Mg alaşımının daha yüksek mukavemet ve sünekliğine gereksinim duyulmadığı sürece Al-Si-Mg gibi diğer alaşımlar kullanılmaktadır.
Magnezyum ( % Ağırlık)
Şekil 10. Al-Mg denge diyagramı
Çinko, silisyum gibi üçlü İlaveler ile döküm Özellikleri biraz gelişmekte ve basit tasarımlı parçalar İçin Al-% 4 Mg- % 1.8 Zn ve Al-% 4 Mg-% 1.8 Si gibi alaşımların kokil döküm işlemi gerçeleştirilebilmektedir.
alüminyum silisyum alaşımı
Alüminyum-Silisyum Sistemi
Alüminyum-silisyum sistemi Şekil 7'de görüldüğü gibi, % L65 Si İçeren alüminyum katı eriyiği ile bemerj hemen saf silisyum (1190 °C’de Si İçerisinde maksimum % Atomik 0.016±0.003 Al çözünürlüğü) arasında 577 °C'de ağırlıkça % 12.5 Si bileşiminde basit birotektik oluşturmaktadır. Silisyumun ana alaşım elementi olarak bulunduğu alüminyum alaşımları, yüksek akıcılık, döküm sırasında düşük çekme, iyi krozyon direnci, kaynak edilebilirlik ve düşük ısıl genleşme katsayısı gibi önemli avantajlara sahiptir.
Silisyum birim hücrede 5 atoma sahip elmas kübik yapıda, alüminyum ile dengede olduğu zaman 5.4285 x10-10 m kafes parametresine, 2600 kg/m3 yoğunluğa sahiptir. Sertliği 600 °K'e kadar sabit olmak üzere 8700-13500 MN/m2, 900 °K'de ise 3000 MN/m2 Vickers değerine düşmektedir. Sabit sıcaklıkta vizkozite, çözünürlük sınırında(% 1.65 Si) maksimuma ulaşır, daha sonra düşmeye başlar ve sıvı sıcaklığı yükselmesine ve ötektik bileşim geçilmesine rağmen bu devam eder. Modifikasyon işlemi, ultrasonic veya diğer vibrasyon hareketleri akıcılığı arttırmaktadır. Silisyum ilaveleri alüminyumun yüzey gerilimini önemli derecede etkilemektedir.
Silisyum, alüminyumun katılaşması üzerinde belirgin bir tane inceltme etkisine sahip değildir, ancak döküm ve kaynak işleminde sıcak yırtılmayı oldukça etkilemektedir. Sıvı-katı aralığının maksimum olduğu katı eriyebilirlik sınırında sıcak yırtılma maksimuma ulaşmaktadır, daha sonra ötektik bileşimde minimum değere düşmektedir.
Silisyum alüminyumun plastikliğini azaltmaktadır. 700 °K üzerinde alaşımlar süperplastiklik göstermektedir. Bu etki muhtemelen yüksek sıcaklıklarda silisyumun küreleşmesi ve pıhtılaşması ile ilgilidir. Alüminyum-silisyum alaşımlarının Vickers sertliği % 15 Si'da 500-700 MN/m2 ve % 60 Si da 1000 MN/m2 olacak şekilde doğrusal olarak artmaktadır. İkili alaşımların mekanik özellikleri, bileşimden daha çok silisyum partiküllerinin şekli ve dağılımına bağlıdır. Küçük, yuvarlak ve düzgün dağılmış primer veya ötektik partikûller, nispeten yüksek mukavemet ile birlikte, yüksek süneklik sağlamaktadır.
Silisyum (% Atomik)
Silisyum (% Ağırlık)
Şekil 7. Al-Si Denge Diyagramı
Façatalı, iğnesel silisyum kristalleri az derecede daha yüksek mukavemet temin edebilir, ancak çok daha düşük süneklik darbe ve yorulma direnci oluşturmaktadır. Bu yüzden alüminyum alaşımlarında tane inceltmenin yanında modifikasyon da özellikler açısından büyük önem taşımaktadır. Modife edilmiş alüminyum-silisyum alaşımları, kaba lamel tipi ötektik morfolojisine sahip modife edilmemiş alaşımların aksine, ince fibersi yapı sergilemektedir. Modifikasyon işlemi sıvıya düşük miktarlarda sodyum, stronsyum, antimuan ilave edilerek veya hızlı soğutma ile gerçekleştirilmektedir. Al-Si alaşımlarının geçişli elektron difraksiyon ve mikroskop çalışmaları sonucu, modifikasyon işleminin ötektik silisyumda ikiz yoğunluğunu arttırdığı gözlenmiştir. Modife edilmemiş alaşımda, 50-150 °C katı-sıvı arayûzey sıcaklık gradyantı aralığında, 5-100 µms-1 arasındaki katılaşma hızlarında, büyüme durumunda Al-Si alaşımlarında silisyum fazı lamelsi morfolojide katılaşma göstermekledir. Ayrı olacak lameller, yeniden, ortaya çıkan ikiz düzlemi mekanizması ile Sekil 8 (a)'da görüldüğü gibi <112> büyüme yönüne paralel oluşmuş (111)A ve (lll)B iç ikiz düzlemleri oluşturmaktadır. (lll)A ve (lll)B düzlemleri tarafından oluşmuş büyüme ucunda yeni oluşan kenar sıvıdan silisyum atomlarını alma eğilimi göstermekte ve ikiz düzlem üzerinde uzanan <112> doğrultusu, boyunca daha hızlı büyümeyi teşvik etmektedir. Lamel Şekil 8 b ve c'de görüldüğü gibi kanat üzerinde ikiz çekirdeklenmesi ile büyük açılar ile yön değiştirebilir. Dallanma açıları 70.5° ve 109° dir. Modife edilmiş alaşımlarda ise zigzag şeklinde dönüşümlü iki <112> yönüne sahip silisyumun çoklu ikizlenmesi sözkonusudur. Dönüşümlü olarak meydana gelen parçalar hacim ve sayıca eşi: ise Şekil 9'de görüldüğü gibi silisyum fiberlerinin tümünün ilerleme ekseni <001> veya <110> yönüne paralel olarak büyüyecektir. Modifikasyon işlemi sırasında sodyum, stronsyum gibi ilaveler büyüyen silisyum önünde etkin kirlilik birikimi oluşturmakta, bu kirlilik birikiminin silisyum fazının büyümesinde, böylece ötektiğin katılaşmasında önemli etkilere sahip olduğu görülmekledir. Bu, façetasız(geride kalan) alüminyum fazı üzerinde façetalı(önde giden) silisyum fazının büyümesini geciktirmekte, böylece çiftli ötektik büyümeyi teşvik etmektedir. Si büyümesinin geciktirildiği proseste kirlilik birikimi, silisyum fazında yüksek ikiz yoğunluğunu teşvik etmek üzere yeniden ortaya çıkan ikiz düzlemi mekanizması yardımı ile zigzag büyümeye neden olmakta ve silisyum kafesinde dizilim hataları oluşturmak için kristalleşme sırasında silisyum atomlarının yığın oluşturmasını engellemektedir. Bu işlem ile ötektik sıcaklık 12 °C kadar düşmekte, ötektik bileşim ise bir miktar sağa doğru kaymaktadır. Modifikasyon işlemi için sodyum kullanımının dezavantajı hızlı sönüme uğraması ve akıcılığı azaltmasıdır. Bunun yerine stronsyum modifikasyonu kullanımı, sönümü en aza indirmektedir. Ötektik üstü alaşımların modifikasyonu durumunda, ötektik karışımı değil, sadece primer silisyum plakalarını incelten kırmızı fosfor kullanılmaktadır. Fosfor ile işlem yapılmış alaşıma magnezyum ilavesi sodyum kadar olmasa da bir miktar ötektiğin inceltilmesini sağlamaktadır.
Şekil 8,9 Stronsyum ile modife edilmiş Al-Si otektiğinde tamamıyla modife edilmiş Si fiberlerinin büyüme modeli
Her ne kadar ikili Al-Si alaşımları, hızlı soğuma ile alüminyum fazının silisyumca asın doyması nedeniyle ısı işleme bir miktar cevap verebilmekle beraber, bakır ve magnezyum gibi diğer alaşım elementlerinin ilavesi ile daha yüksek mukavemet elde edilebilmekledir. Her nekadar dökülebiliriliği, sünekliği ve krozyon direncini azalmakla beraber, bakır mukavemeti artırılmakta ve işlenebilirliği geliştirmektedir. Farklı özellik aralığına sahip bu alaşımlar yıllardır üretilmekle olup, % 3-10 Si ve % 1.5-4.5 Cu bileşimine sahiptirler. Düşük silisyum ve yüksek bakirli ( Al-% 3 Si - % 4 Cu) alaşımlar kum ve kokil dökümler için kullanılırken, yüksek silisyumlu (Al-% 10 Si-% 2 Cu) alaşımlar basınçlı döküm için kullanılmaktadır. Bu malzemelerin mukavemet ve işlenebilirliği suni yaşlandırma (T5 ısı işlemi) ile geliştirilebilir. İçten yanmalı motorlarda piston alaşımı olarak Al % 12 Si- % 1 Cu - % 1 Mg - % 2 Ni bileşimi seçilmektedir. Özellikle nikel, dağınım sertleşmesine neden olan kararlı intermetalik bileşikler oluşturarak yüksek sıcaklık özelliklerini geliştirmektedir. Kum ve kokil dökümlerde yüksek kullanım kapasitesine sahip diğer bir alaşım Al-Si-Mg (Al-% 7 Si - 03 Mg) bileşimine sahiptir. Burada nispeten az miktarda Mg ilavesi alüminyum matrikste Mg2Si çökeltisi vasıtasıyla önemli yaşlanma sertleşmesi temin etmektedir. Bu alaşımın T6 şartlamadaki mukavemeti, benzer siliyum içeriğine sahip ikili alaşımın iki katıdır.
2 Aralık 2008 Salı
aliminyum ve alaşımları
2.1 Alüminyum ve Alaşımların Tarihçesi
1911 yılında Alman metalurjisti ALFRED WILM uçak endüstrisinde kullanılabilecek çok hafif ve sağlam bir alüminyum alaşımını geliştirmeye çalıştı.
1919 yılında NERİCA-WALTENBERG-SCOTT yaşlanmış olabilmesi için alaşımının nasıl bir faz diyagramına sahip olması gerektiğini buldular.
1920’de FRAENKEL ve SENG yaşlanma sırasında elektrik iletkenliği değişimini tesbit ettiler.
1926da SCHMIDT ve WASSERMAMN yaşlanma esnasında castis parametresinin değişimini tesbit ettiler.
1930’da FRAENKEL aşırı yaşlanmayı gözledi ve açıkladı.
1935’de WASSERMANN ve WEENT alüminyum bakır alaşımlarında X- ışınları ile inceleme yaparak alüminyum bakır denge diyagramında görülen 0 fazına benzer fakat aynı olmayana bir faz gördüler ve 0 ile gösterip “trancition lattice” (geçiş latisi) adını verip aynı isimli teoriyi ortaya attılar.
1936 FINK ve SMITH yaşlanma sertleşmesinin ilk kademelerinde meydan gelen çökeltileri duraluminde metolografik olarak tesbit ettiler.
1938’de GUINIER ve PRESTON yaşlanma sertleşmesinin kaynağını teşkil eden “GP” zonlarını buldular.
Günümüzde yaşlanma teorisinin MEHL ve JEFFER tarafından ortaya atıldı.
2.2 Alüminyum ve Alaşımlarının Özellikleri:
2.2.1 Alüminyum Özellikleri
Alüminyum hafif metaller gurubuna giren ve teknik alanda çok kullanılan bir etaldir. Özgül ağırlığı 3.8 gr/cm3’den küçük olan elemanlar hafif metaller grubuna girer. Hafif metaller sınıfında alüminyum, magnezyum, potasyum, lityum ve berilyum bulunur. Bunlardan özellikle alüminyum ve magnezyum en önemlileridir. Alüminyumun önemli olmasının sebebi hafif olmasıdır. Ayrıca yüksek elektrik ve ısıl iletkenliği atmosferik dayanıklılığı, imal kolaylığı ve diğer metaller ile yüksek çekme mukavemetine sahip alaşımlar oluşturabilmesi diğer önemli hususlardır.
Alüminyum doğada bol bulunduğu için kullanılma sahaları çoktur. Bütün metallerde yaygın olana yer kabuğunun %15’ini (Al203)olarak oluşturmaktadır (3)
Alüminyum kaynak, sıcak ve soğuk lehim ve ya mekanim bağlanma usulleri ile kolayca birleştirilebilmektedir. Alüminyum diğer metallerde kullanılan cihazlar ve teknikle birleştirme yöntemini belirleyen faktördür. (4)
2.2 Alüminyumun Genel Karakteristikleri:
Alüminyum ağırlık olarak hafiftir. Bazı alaşımlar yumuşak çelikle mukayese edilecek derecede sağlamdır. Sıfır derecenin altında şekil değiştirme kabiliyetine sahiptir. Karozyona direnci fazladır. Zehirleyici değildir. Elektrik ve ısı iletkenliği iyidir. Isı ve ışığa çok iyi yansıtır. Manyetik değildir. (3)
Alüminyum imali kolaydır. Bükülebilir. Haddelenebilir,
Preslenebilir, çekilebilir, bükülüp uzatılabilir ve rulo haline getirilebilir. Metal ayrıca çekiçle dövülüp, kızdırılıp işlenebilir veya kalıptan çekilerek çok büyük şekiller verilebilir. (3)
2.3 Birleştirme ile ilgili Karakteristikler (4)
Saf alüminyum 1220 F’dan ergir. Alaşımları ise alaşım muhteviyatına göre 900-1220 F’da ergir. Kaynak ya da lehimleme sırasında alüminyum ısınsa da rengi değişmez. Bu yüzden metalin ergime noktasına gelip gelmediği kolay gözlenemez.
Çeliğe nazaran yüksek ısı iletkenliği, ergitme kaynağı için fazla ısı verilmesi gereklidir. Büyük parçalarda ön ısıtma gereklidir.
Yüksek elektrik iletkenliğinden dolayı ise çelikle mukayese edilirse yüksek akımlar gerekecek ve direnç kaynağında kaynak süresi kısa tutulacaktır. Kaynak değişkenlerinin de daha keskin kontrolleri gerekecektir.
Alüminyum alaşımları havayla temas edince hemen yapışkan ve kolay giderilemez bir oksit filmi oluşturur. Ergitme kaynağında alimünyum parça ve ilave metalin uygun birleşmesi ve lehimlemenin veya yapıştırmanın iyi olması için bu oksit film takip edilmelidir. Temizleyici maddelerde, soygaz atmosferlerindeki koruyucu gaz arkıyla veya mekanik ya da kimyasal yöntemlerle oksit filmi giderilmeye çalışılır.
2.4 Alüminyumun Başlıca Özellikleri:
Alüminyum ve alaşımların kaynağında müspet neticeler almak için alüminyum ve alaşımlarının özelliklerini iyi bilmek gerekir.
2.4.1 Alüminyum Saflık Dereceleri (2)
Gıda ve elektrik endüstrisinde kullanılan alüminyum %99,99 saflık derecesindedir. Alüminyum borular ve saçlar %99,5 ile %99,8 bazen %98-99 derecesinde saftırlar. Geri kalan kısımlar genellikle silisyum ve demirden ibarettir. Demir (Al3fe) alüminyum 250-350 C’da tavlanırsa, katı eriyik halinde bulunan silisyum, alüminyumdan ayrılır. 350 C üzerinde tekrar katı eriyik haline geçer. Silisyumun ayrılmasıyla alüminyum mukavemeti düşer. Bu nedenle soğurken bu bölgeyi hızlı geçmek gerekir. Kaynaktan sonra dikiş 400 C’den itibaren birdenbire suya daldırılarak çabuk soğutulmalıdır.
Alüminyum 99,0-99,5-99,7,99,8-99,9-99,99 saflıkta üretilir. %99,99 saflıktaki alüminyum yüksek nitelikte alüminyum olarak bilinir. Burada fiziksel ve mekanik özellikler belirli şekilde kendini gösterir.
Yüksek nitelikteki alüminyum yumuşak, kolay işlenebilir, ısı ve ışığı verimi bir şekilde yansıtır; ısı ve elektriği iyi iletir, korozyona karşı çok dayanıklıdır.
2.4.2 Alüminyumun Fiziksel Özellikleri: (2)
1911 yılında Alman metalurjisti ALFRED WILM uçak endüstrisinde kullanılabilecek çok hafif ve sağlam bir alüminyum alaşımını geliştirmeye çalıştı.
1919 yılında NERİCA-WALTENBERG-SCOTT yaşlanmış olabilmesi için alaşımının nasıl bir faz diyagramına sahip olması gerektiğini buldular.
1920’de FRAENKEL ve SENG yaşlanma sırasında elektrik iletkenliği değişimini tesbit ettiler.
1926da SCHMIDT ve WASSERMAMN yaşlanma esnasında castis parametresinin değişimini tesbit ettiler.
1930’da FRAENKEL aşırı yaşlanmayı gözledi ve açıkladı.
1935’de WASSERMANN ve WEENT alüminyum bakır alaşımlarında X- ışınları ile inceleme yaparak alüminyum bakır denge diyagramında görülen 0 fazına benzer fakat aynı olmayana bir faz gördüler ve 0 ile gösterip “trancition lattice” (geçiş latisi) adını verip aynı isimli teoriyi ortaya attılar.
1936 FINK ve SMITH yaşlanma sertleşmesinin ilk kademelerinde meydan gelen çökeltileri duraluminde metolografik olarak tesbit ettiler.
1938’de GUINIER ve PRESTON yaşlanma sertleşmesinin kaynağını teşkil eden “GP” zonlarını buldular.
Günümüzde yaşlanma teorisinin MEHL ve JEFFER tarafından ortaya atıldı.
2.2 Alüminyum ve Alaşımlarının Özellikleri:
2.2.1 Alüminyum Özellikleri
Alüminyum hafif metaller gurubuna giren ve teknik alanda çok kullanılan bir etaldir. Özgül ağırlığı 3.8 gr/cm3’den küçük olan elemanlar hafif metaller grubuna girer. Hafif metaller sınıfında alüminyum, magnezyum, potasyum, lityum ve berilyum bulunur. Bunlardan özellikle alüminyum ve magnezyum en önemlileridir. Alüminyumun önemli olmasının sebebi hafif olmasıdır. Ayrıca yüksek elektrik ve ısıl iletkenliği atmosferik dayanıklılığı, imal kolaylığı ve diğer metaller ile yüksek çekme mukavemetine sahip alaşımlar oluşturabilmesi diğer önemli hususlardır.
Alüminyum doğada bol bulunduğu için kullanılma sahaları çoktur. Bütün metallerde yaygın olana yer kabuğunun %15’ini (Al203)olarak oluşturmaktadır (3)
Alüminyum kaynak, sıcak ve soğuk lehim ve ya mekanim bağlanma usulleri ile kolayca birleştirilebilmektedir. Alüminyum diğer metallerde kullanılan cihazlar ve teknikle birleştirme yöntemini belirleyen faktördür. (4)
2.2 Alüminyumun Genel Karakteristikleri:
Alüminyum ağırlık olarak hafiftir. Bazı alaşımlar yumuşak çelikle mukayese edilecek derecede sağlamdır. Sıfır derecenin altında şekil değiştirme kabiliyetine sahiptir. Karozyona direnci fazladır. Zehirleyici değildir. Elektrik ve ısı iletkenliği iyidir. Isı ve ışığa çok iyi yansıtır. Manyetik değildir. (3)
Alüminyum imali kolaydır. Bükülebilir. Haddelenebilir,
Preslenebilir, çekilebilir, bükülüp uzatılabilir ve rulo haline getirilebilir. Metal ayrıca çekiçle dövülüp, kızdırılıp işlenebilir veya kalıptan çekilerek çok büyük şekiller verilebilir. (3)
2.3 Birleştirme ile ilgili Karakteristikler (4)
Saf alüminyum 1220 F’dan ergir. Alaşımları ise alaşım muhteviyatına göre 900-1220 F’da ergir. Kaynak ya da lehimleme sırasında alüminyum ısınsa da rengi değişmez. Bu yüzden metalin ergime noktasına gelip gelmediği kolay gözlenemez.
Çeliğe nazaran yüksek ısı iletkenliği, ergitme kaynağı için fazla ısı verilmesi gereklidir. Büyük parçalarda ön ısıtma gereklidir.
Yüksek elektrik iletkenliğinden dolayı ise çelikle mukayese edilirse yüksek akımlar gerekecek ve direnç kaynağında kaynak süresi kısa tutulacaktır. Kaynak değişkenlerinin de daha keskin kontrolleri gerekecektir.
Alüminyum alaşımları havayla temas edince hemen yapışkan ve kolay giderilemez bir oksit filmi oluşturur. Ergitme kaynağında alimünyum parça ve ilave metalin uygun birleşmesi ve lehimlemenin veya yapıştırmanın iyi olması için bu oksit film takip edilmelidir. Temizleyici maddelerde, soygaz atmosferlerindeki koruyucu gaz arkıyla veya mekanik ya da kimyasal yöntemlerle oksit filmi giderilmeye çalışılır.
2.4 Alüminyumun Başlıca Özellikleri:
Alüminyum ve alaşımların kaynağında müspet neticeler almak için alüminyum ve alaşımlarının özelliklerini iyi bilmek gerekir.
2.4.1 Alüminyum Saflık Dereceleri (2)
Gıda ve elektrik endüstrisinde kullanılan alüminyum %99,99 saflık derecesindedir. Alüminyum borular ve saçlar %99,5 ile %99,8 bazen %98-99 derecesinde saftırlar. Geri kalan kısımlar genellikle silisyum ve demirden ibarettir. Demir (Al3fe) alüminyum 250-350 C’da tavlanırsa, katı eriyik halinde bulunan silisyum, alüminyumdan ayrılır. 350 C üzerinde tekrar katı eriyik haline geçer. Silisyumun ayrılmasıyla alüminyum mukavemeti düşer. Bu nedenle soğurken bu bölgeyi hızlı geçmek gerekir. Kaynaktan sonra dikiş 400 C’den itibaren birdenbire suya daldırılarak çabuk soğutulmalıdır.
Alüminyum 99,0-99,5-99,7,99,8-99,9-99,99 saflıkta üretilir. %99,99 saflıktaki alüminyum yüksek nitelikte alüminyum olarak bilinir. Burada fiziksel ve mekanik özellikler belirli şekilde kendini gösterir.
Yüksek nitelikteki alüminyum yumuşak, kolay işlenebilir, ısı ve ışığı verimi bir şekilde yansıtır; ısı ve elektriği iyi iletir, korozyona karşı çok dayanıklıdır.
2.4.2 Alüminyumun Fiziksel Özellikleri: (2)
aton ağırlığı 26,97
özgül ağırlık
Dökme Al 2,65-2,69(gr/cm3)
Hadde Al 2,7 (gr/cm3)
Ergime noktası 658 C
Kayama noktası 1800 C
Isı geçirgenlik katsayısı 173
Sıcaklık tesiri ile uzama:
0..50 C 1,17 (mm/m)
100 C 2,38 (mm/m)
200 C 4,94 (mm/m)
400 C 10,60 (mm/m)
500 C 13,70 (mm/m)
Kendini çekme miktarı 1,7..1,8%
Katı halden sıvı hale geçerken
Meydana gelen hacim büyümesi 6,5%
2.4.3 Alüminyum Mukavemet Özelikleri (2)
Mukavemet özellikleri, malzemenin saflığına ve imal şekline bağlıdır.
Döküm Al. Hadde Al. Is. İşl.Tb. Tut. Al.
Çekme muk. (kg/mm2) 9-12 18-28 7-11
Akma muk (kg/mm2) 3-4 16-24 5-11
Uzama (%) 18-25 3-5 30-40
Büzülme (%) 40-55 60-85 80-95
Sertlik (Brinell) 24-32 45-60 80-95
Saf alüminyum dinamik dayanıklılığı, statik dayanıklılığının 0,4-0,5 katıdır.
Soğuk şekil değiştirmiş alüminyuma kaynak yapıldığında ısıdan etkilenen bölgenin mukavemeti düşer. Kaynak esnasında parça tavlandığı için mukavemeti azalmaktadır. Kaynaktan sonra parça soğuk olarak çekiçlenirse dayanıklılık kazanır.
2.4.4 Korozyona Karşı Mukavemet (2)
Alüminyum oksijene karşı ilgisi çok fazladır. Hava ile temas neticesinde, kısa zaman oksijen ile birleşerek alümin (Al2O3) oluşturur. Bunun sonucu bütün yüzeyi çok renkli alümin tabakası ile örtülür. Alüminyum bu özellikleri korozyona karşı mukavemetini yükseltmektedir. Oluşan bu oksit tabakası su ile yıkamak suretiyle çıkartılmaz. Alüminyum bu özelliği kullanma sahasını genişletmiştir. Soğuk şekil değiştirme korozyon mukavemetini düşürür. Alüminyum saflık derecesi azaldığı takdirde de korozyon mukavemeti düşer. Yabancı elemanlar, korozyon mukavemetini azaltmaktadır.
2.4.5 Soğuk Şekil Değiştirme ve Sıcak Değiştirme (2)
Sıcak ve soğuk şekil değiştirme, yeniden billurlaşma sıcaklığı yardımıyla şu şekilde ifade edilir: Soğuk şekil değiştirme, yeniden billurlaşma sıcaklığının altında sıcak şekil değiştirme ve yeninden billurlaşma sıcaklığı üzerinde yapılan şekil değiştirmedir.
Soğuk şekil değiştirmeden sonra taneler bozulmuş olarak kalır; sıcak şekil değiştirmeden sonra ise taneler tekrar düzgün bir halde teşekkül eder.
Alüminyum oda sıcaklığında soğuk şekil değiştirildiği takdirde, çekme ve akma mukavemeti yükselir. Buna karşılık uzama miktarı ve şekil değiştirme kabiliyeti azalır. Bu artma ve azalma şekil değiştirme (haddeleme) derecesi bağlıdır. Sert (yani soğuk şekil değiştirmiş) alüminyum, yumuşak alüminyumdan daha az bir korozyon mukavemetine sahiptir.
Daha önce soğuk şekil değiştirmiş bir alüminyum parça sıcak şekil değiştirilebilir. Fakat kaynakta olduğu gibi mukavemet düşer. Sıcak şekil değiştirme sıcaklığı 300-450 C arasındadır.
2.5 Alüminyum Alaşımları ve Özellikleri
Alüminyum katılan alaşım elemanları, mukavemet özelliklerini yükseltir. Özellikle mukavemet artar. Başlıca alaşım elemanları: Magnezyum, manganez, silisyum, bakır, çinko ve bazen de kurşun, nikel ve titandan ibarettir.
Alaşım elemanları alaşım için üç farklı halde bulunur:
1) Alüminyum içinde katı halde eriyebilirler (katı eriyik)
2) Karı halde alüminyumda erimeyip veya sınırlı eriyip mekanik bir karışım teşkil ederler.
3) Alüminyumla veya birbirleriyle metallerarası veya kimyasal bileşik teşkil ederler.
Alüminyum alaşımları imal tarzına göre iki ana gruba ayrılabilir:
1) Hadde alaşımları (dövülmüş alaşımlar)
2) Döküm alaşımlar
Hadde Alaşımlar: (4)
Bu alaşımlar da ısıl işlem neticesinde sertleşen ve tabii sert alaşımlar olmak üzere ikiye ayrılır. Dökme dövme, haddeleme, çekme ve ekstruziyon gibi mekanik operasyonlar istenilen harici şekilleri elde etmek için kullanıldığı gibi, ısıl işlemler de, iç yapıyı değiştirerek sertlik, mukavemet süreklilik v.s. iç yapıyı mekanik özeliklere tesir etmek üzere kullanılır.
Döküm Alaşımlar: (4)
Başlıca döküm alaşımları şunlardır.
AlCu, AlZnCu, AlCuNi, AlSi, AlSiNi, AlSiMg, AlMg, AlMgmm, AlMgSi.
2.6 Alüminyum ve Alaşımlarda Isıl İşlemler
2.6.1 Isıl İşlem Esası
Alüminyum ile ısıl işlem neticesinde sertleşen alüminyum alaşımları arasında şu fark vardır. alüminyum tavlandıktan sonra mukavemetini bir miktar kaybeder ve yalnız soğuk şekil değiştirme neticesinde sertleşir. Buna karşılık sertleşen alüminyum alaşımları, belirli sıcaklıklarda belli zaman bekletilerek mukavemeti ve sertliği yükseltilebilir. Bu bekletmeye yaslandırma* ve bu olaya da ayrışma sertleşmesi denir.
Yaşlandırma belirli sıcaklıkta yapılırsa suni yaşlandırma oda sıcaklığında yapılırsa tabii yaşlandırma adını alır.
Bir alüminyum alaşımının ısıl işlemle sertleştirilmesi 4 kademede incelenir:
1) Önceden tayin edilen bir sıcaklığa kadar ısıtma.
2) Belirlenen bir sürede bu sıcaklıkta bekletme.
3) Düşük bir sıcaklığa hızla su verme.
4) Su vermeye takiben, yaşlandırma veya çökelme sertleşmesi.
2.6.2 Tavlama
Mekanik yollarla elde edilen işlenmiş alüminyum alaşımların çok zaman birçok imal işlemlerinden sonra tavlama işlemini tatbik etmek lazımdır. Tavlama soğuk şekil değiştirme neticesinde sertleşmiş olan malzemeden sertliği kaldırmak veya ısıl işleme tabi tutularak yaşlandırılan malzemeyi yumuşatmak için kullanılır.
Yapıda mevcut tanelerin yeniden krsitalleşmesini sağlamak amacıyla, alaşımı eritmek ve çökeltme ısıl işlemleri sıcaklıkları arasında bir derece kadar ısıtmak tavlamanın esasıdır.
Bu işlem yaşlanma sertleşmesinin, sertleşme etkilerini yok eder. metalin soğuk işleme tabi tutulması da sertliğini ve çekme mukavemetini arttırır. Fakat sürekliliğini azaltır. Metalin soğuk olarak işlenmesini devam ettirebilmek için tavlama işlemi uygulanarak metal yumuşatılır.
Isıl işlemde alaşım tav süresi önemlidir. Örneğin yeniden billurlaştırma işleminde alaşım gereken sıcaklık ve sürede tutulmazsa yeninden teşekkül eden kristallerin şekil ve özelliklerini tamamıyla değiştirmezler. Bunu sağlamak için belirli sıcaklık ve zaman süresinde alaşımı bekletmek gerekir. Ayrıca tavlanan alaşımın kenar kısımlarının ve ince yerlerinin hızlı tavlama ile bozulmaması için sıcaklığı yavaş yavaş arttırmak gerekir.
Tamamıyla sıvı halde iken A noktasında bulunan saf metalin soğuma sırasında sıcaklığın zaman bağlı olarak değişimi şekilde görülmektedir. Sıcaklık azalıp B noktasına gelince bu noktada katılaşma ve billurlaşma başlar. Saf alüminyumun katılaşma noktası 658 C’dir. saf maddeler sıvı halden katı hale geçerken, sıvılar katılara ısı verirler. Katılaşma başlangıcından katılaşma sonuna kadar (katılaşma süresince) sıcaklık sabit kalır.
Bu durum soğuma eğrisinde BC doğrusu ile gösterilir. Tamamıyla katılaştıktan sonra, sıcaklık D eğrisi boyunca zamana bağlı olarak düşmeye devam eder. bu eğri sadece saf mahsustur.
Birbiri içinde erimiş, tamamen ergimiş iki saf maddenin birlikte soğuması incelenirse, burada sıcaklık fazlası kanuna göre katılaşma sırasında değişir. Yani katılaşma sabit sıcaklıkta olmayıp, E, F, G gibi bir katılaşma aralığında meydana gelir. Soğuma eğrisi katılaşmanın başladığı ve bittiği noktalarda kires kırılma gösterir.
2.6.3 Solusyona Alma İşlemi
Solüsyona alma işlemi de kendi arasında safhalar şeklindedir.
2.6.3.1 Önceden Tayin Edilen Bir Sıcaklığa Kadar Isıtma (2)
Bu işlemin amacı alüminyum içindeki esirliği düşük sıcaklıklarda az buna karşılık yüksek sıcaklıklarda fazla olan alaşım elemanlarının erisliliğini, alaşımı yüksek sıcaklıklara çıkarmak suretiyle artırmaktadır. Yalnız burada dikkat edilmesi gereken noktalar şunlardır.
A) Bu işlemin yapıldığı sıcaklık hassasiyetle seçilmelidir. Çünkü eriyebilen elemanlar alüminyum içinde katı eriyik halinde kalmalıdır. Çok düşük sıcaklıklarda az mukavemet elde edilemeyeceği gibi çok yüksek sıcaklıklarda eriyebilen elemanların ergime tehlikesi mevcuttur. Ayrıca ergime olacak çok yüksek sıcaklıklarda kullanılması halinde renk değişimi meydana gelir ve su verme sırasında gerilmeler artar. Bu nedenle mevcut alaşım elemanlarının içinde en düşük ergime sıcaklığına sahip olan elementin ergime sıcaklığının altında bir sıcaklık derecesi seçilmelidir. Bu alaşımlarda küçük bir sıcaklık artışı malzemenin ergimesine sebep olur ki, bu takdirde alaşımı tamamen ergitmek gerekir.
B) Isıtma hızı çok önemlidir. Genellikle orta hızlı bir ısıtma tavsiye edilir. şayet yavaş ısıtma tatbik edilirse, eriyebilen elemanların difüzyonu fazla olur. Aynı zamanda büyük tanelerin teşekkülüne meyil gösterir. Şayet malzeme soğuk şekil değiştirmeye tabi tutulmuş ise dane büyümesine engel olmak için ısıtma hızı yeter derecede yüksek olmalıdır. Genel olarak söylenebilir ki, malzeme kritik denecek kadar soğuk şekil değiştirme miktarı mevcut değil ise dane büyümesi tehlikesi yoktur.
2.6.3.2 Belirli Bir Süre Bekletme (2)
Isıtma hızı çok önemlidir, bunu belirtmiştik. Bunun yanında bekletme süresi de büyük önem taşımaktadır. Bekletme süresi, malzemenin çıkarıldığı sıcaklığa, tavlama şekline, malzemenin cinsine ve buna benzer faktörlere bağlı olarak değişir. Uzun bir süre bekletme dane büyümesine difüzyonun artmasına ve renksizleşmeye neden olur. Sıcaklıkta bekletme süresinin ölçülmesine, malzemenin en soğuk kısmının istenilen minimum sıcaklık değerine varıldığında başlanır. Tablolar bu esasa göre tesbit edilir düzenlenmiştir.
Bekletme süresi alaşımın cinsine bağlı olarak, ince parçalarda 10 dakikadan başlar ve kalın parçalarda 12 saate kadar çıkar. Kalın parçalar için itibari olarak kesitteki kalınlığın her 1,5 cm’si için 1 saat bekleme süresi kabul edilir. bekletme süresi bütün eriyebilen elemanların katı eriyik haline geçebilmelerini sağlayacak kadar uzun seçilir. Kısaltılmış bir bekleme süresinin etkileri çok kötü olduğu gibi fazla bekletmede de oksidasyon tehlikesi artar.
2.6.3.3 Isıtmanın Meydana Getirdiği Değişiklikler (2)
Bu değişiklikleri aşağıdaki gibi maddeler halinde incelemek daha uygun olur.
2.6.3.3.1 Üniform Dağılımı
Yapı aşırı doymuş hale gelmiştir. Ayrıca bu sıcaklıkta bekletme yapılarak homojen bir dağılım sağlanmıştır.
2.6.3.3.2 Toparlanma
Isıl işleme tabi tutma esnasında meydana gelir. Bu sayede iç gerilmelerden bir kısmı ortadan kalkar. Bu sırada soğuk işlem sırasında kaybolan şekil alma özelliği yeninden kazanılmış olur. Bu işleme gerilim giderme tavı da denir.
2.6.3.3.3 Yeniden Kristalleşme
Soğuk işlenmiş malzeme, yeter derecede yüksek bir sıcaklığa kadar ısıtıldığında, soğuk şekil değiştirme sonucu meydana gelmiş olan parçalanmış partiküller malzemenin tabi tutulduğu şekil değiştirme derecesi yeterli ise, yeniden gerilimsiz tanecikler oluştururlar. Bu olaya yeniden kristalleşme denir.
Soğuk şekil değiştirme esnasında meydana gelen yüksek enerjili noktalar, yeni danelerin meydana gelmesinde çekirdek rolü oynar. Soğuk şekil değiştirme derecesi yeterli değil ise yeninden kristalleşme olmaz.
Kullanılan sıcaklık derecesine yeninden kristalleşmeyi meydan getirecek kadar tam soğuk şekil değiştirme varsa elde edilen malzeme gayet iri daneli olur.
2.6.3.3.4 Dane Büyümesi
Yeniden kristalleşmeden sonra yeni daneler az enerjili duruma gelmek üzere büyümeye adaydırlar. Bu büyümeye etki eden nedenleri maddeler halinde şöyle sıralayabiliriz.
a) Başlangıçtaki dane büyüklüğü:
Ancak küçük soğuk şekil değiştirme derecelerinde kendini gösterir. Belirli bir soğuk şekil değiştirme derecesinde elde edilen sertleşme derecesi, iri daneli malzemeler için daha az olmak üzere, malzemenin dane büyüklüğüne tabiidir. Plastik şekil değiştirme derecesinin az olduğu hallerde başlangıçtaki malzemenin dane büyüklüğünün, son dane büyüklüğüne, kayda değer derecede tesiri vardır.
b) Soğuk şekil değiştirme derecesi:
Limitli fakat kritik derecede bir soğuk şekil değiştirmeye maruz malzeme, yeninden kristalleştirmeden sonra anormal derecede büyük danelere sahip olurlar.
c) Isıtma Hızı:
Küçük bir ısıtma hızı, normalden büyük toplama periyodunun sebep olacağından, yeninden kristalleşme ile elde edilen daneler biraz iri olur.
d) Son sıcaklık derecesi:
Yeniden kristalleştirmeden sonra daneler büyümeye meğillidirler. Bu büyüme danelerin en alçak dereceli enerji seviyesine sahip olmak istemeleri yüzündendir. Teorik olarak son sıcaklığın yükselmesi danelerin büyümesin yardım eder.
e) Yüksek sıcaklıkta bekletme süresi:
Yüksek sıcaklıkta bekletme süresi arttıkça danelerin büyüme oranı da artar.
f) Malzemenin terkibi
2.6.3.4 Su Verme
Eriyebilen elemanların katı eriyik haline geçmelerinden sonra yeninden çökelmelerine engel olmak veya geciktirmek amacıyla malzemeye su vermek gerekir. üç farklı su verme metodu mevcuttur. Bu üç metot, istenen özelliklere ve gösterdikleri kolaylıklara göre kullanılır.
2.6.3.4.1 Soğuk Suda Su Verme
Hafif dövmeli elde olunan alaşımlara soğuk su banyolarında su verilir. Su verme önceki su sıcaklık max. 300C olmalıdır. Sıcaklık değişimi 10C geçmemesi için yeterli hacimde su bulundurulmamalıdır. Böyle bir su verme şekli çok etkilidir.
2.6.3.4.2 Sıcak Suda Su Verme
Büyük ve kalın kesitli dökme parçalara 75-90 C’de hatta kaynar suda, yani 100 C’da su verilir.
Bu tip su verme, distarsiyonu minimum kılar ve eşit olmayan sıcaklık dağılışından doğan çatlama tehlikesi önlenmiş olur. Su vermede kullanılan suyun sıcaklığı malzemenin korozyon mukavemetine büyük ölçüde etki etmeye dövme alaşımlarda, bu tip su verme usulü kullanılır. Şunu da belirtelim ki, kalın kesitli parçaların korozyon mukavemeti ince kesitli parçalarda olduğu kadar kritik değildir.
2.6.3.4.3 Püskürterek Su Verme
Yüksek hızla su püskürtülerek su verme usulü, levhalar ve geniş yüzeyli parçalara tatbik edilir. Bu tip su verme distarsiyonu minimum kılar ve su vermeden dolayı olan çatlamayı önler. 2017 ve 2024 için korozyon mukavemetini azalttığından kullanılmaz.
2.6.4 Solüsyona Alma ve Su Verme Sırasında Dikkat Edilecek Noktalar ve
Karşılaşılan Güçlükler
Bekletme süresi ile su verme arasında önemli bir ilişki vardır. malzemenin fırından çıkarılıp su verilmesine kadar geçen süre gayet önemlidir. Bu süre mümkün olduğu kadar minimum seviyeye indirilmelidir. 2017, 2024, 7178 alaşımları levha halinde iken bu süre 10sn. geçmemelidir. Fakat kesit büyüdükçe bu süre uzatılabilir.
Malzemeyi su vermeden önce soğutmaya terk etme katı eriyiklerin çökelmesine sebep olabilir. Bu çökelme dane sınırlarında ve kayma düzlemlerinde oluştuğundan, şekil değiştirme kabiliyetleri azalır. Ayrıca bazı alaşımlarda da daneler arası korozyon mukavemetine etki eder. (2024, 2017)
Isıl işleme tabi tutulabilen alaşımlar herhangi bir kötü etki görülmeksizin birçok defa solüsyona alma ısıl işlemine tabii tutulabilir. Yalnız levhalarda bu durum sınırlıdır.
Solüsyona Alma ve Su Verme Sırasında Karşılaşılan Zorluklar
A) Düşük çekme ve akma mukavemeti:
Sebepleri:
a) Kısa sürede bekletme veya düşük sıcaklıkta tavlama
b) Fırında su banyosuna geç nakletme
c) Yavaş su verme
d) Aşırı ısıtma
e) Yüksek sıcaklıkta oksitlenme
B) Daneler Arası Korozyon:
Bu korozyon tuzlu atmosferde uzun süre bekletmekten ileri gelir. Bu, daneler arası korozyon, çekme mukavemetini ve yüzde uzamayı düşürür.
C) Aşırı Tavlama
Otektik ergimesi, dane sınırı ergimesine sebep olur. mukavemeti azaltır.
D) Fazla Deformasyon ve Kayma
Sebepleri:
a) Fırında ısıtılmanın homojen olmaması halinde, parça yüzeyinin çeşitli noktalarının farklı sıcaklıklarda bulunması
b) Isıtma peryodu esnasında parçanın iyi yerleştirilmemiş olması
c) Çok tesirli bir su verme kullanılması
E) % Uzamanın Düşük Olması
Sebepleri:
a) Aşırı tavlama
b) Yüksek sıcaklıkta oksitlenme
c) Su vermeden sonra fazla sertleşme
d) Hatalı işlenme
2.6.5 Yaşlanma Olayı (5)
Yaşlanma ile sertleşme elde etmek için önce katı eriyiğe alma yapılır. ardından aşırı katı eriyik elde etmek için alaşıma su verilir. Su verme işlemi genel olarak çökelme süratinin çok yavaş olduğu bir sıcaklıkta yapılır. Su verdikten sonra çökelmenin çok uzun bir sürede meydana gelmesine engel olmak için alaşım ortalama bir sıcaklığa ısıtılır. Şekil 2’de XA ve XB kademeleri yaşlanarak sertleşmeyi göstermektedir.
Bu durum soğuma eğrisinde BC doğrusu ile gösterilir. Tamamıyla katılaştıktan sonra, sıcaklık D eğrisi boyunca zamana bağlı olarak düşmeye devam eder. bu eğri sadece saf mahsustur.
Birbiri içinde erimiş, tamamen ergimiş iki saf maddenin birlikte soğuması incelenirse, burada sıcaklık fazlası kanuna göre katılaşma sırasında değişir. Yani katılaşma sabit sıcaklıkta olmayıp, E, F, G gibi bir katılaşma aralığında meydana gelir. Soğuma eğrisi katılaşmanın başladığı ve bittiği noktalarda kires kırılma gösterir.
2.6.3 Solusyona Alma İşlemi
Solüsyona alma işlemi de kendi arasında safhalar şeklindedir.
2.6.3.1 Önceden Tayin Edilen Bir Sıcaklığa Kadar Isıtma (2)
Bu işlemin amacı alüminyum içindeki esirliği düşük sıcaklıklarda az buna karşılık yüksek sıcaklıklarda fazla olan alaşım elemanlarının erisliliğini, alaşımı yüksek sıcaklıklara çıkarmak suretiyle artırmaktadır. Yalnız burada dikkat edilmesi gereken noktalar şunlardır.
A) Bu işlemin yapıldığı sıcaklık hassasiyetle seçilmelidir. Çünkü eriyebilen elemanlar alüminyum içinde katı eriyik halinde kalmalıdır. Çok düşük sıcaklıklarda az mukavemet elde edilemeyeceği gibi çok yüksek sıcaklıklarda eriyebilen elemanların ergime tehlikesi mevcuttur. Ayrıca ergime olacak çok yüksek sıcaklıklarda kullanılması halinde renk değişimi meydana gelir ve su verme sırasında gerilmeler artar. Bu nedenle mevcut alaşım elemanlarının içinde en düşük ergime sıcaklığına sahip olan elementin ergime sıcaklığının altında bir sıcaklık derecesi seçilmelidir. Bu alaşımlarda küçük bir sıcaklık artışı malzemenin ergimesine sebep olur ki, bu takdirde alaşımı tamamen ergitmek gerekir.
B) Isıtma hızı çok önemlidir. Genellikle orta hızlı bir ısıtma tavsiye edilir. şayet yavaş ısıtma tatbik edilirse, eriyebilen elemanların difüzyonu fazla olur. Aynı zamanda büyük tanelerin teşekkülüne meyil gösterir. Şayet malzeme soğuk şekil değiştirmeye tabi tutulmuş ise dane büyümesine engel olmak için ısıtma hızı yeter derecede yüksek olmalıdır. Genel olarak söylenebilir ki, malzeme kritik denecek kadar soğuk şekil değiştirme miktarı mevcut değil ise dane büyümesi tehlikesi yoktur.
2.6.3.2 Belirli Bir Süre Bekletme (2)
Isıtma hızı çok önemlidir, bunu belirtmiştik. Bunun yanında bekletme süresi de büyük önem taşımaktadır. Bekletme süresi, malzemenin çıkarıldığı sıcaklığa, tavlama şekline, malzemenin cinsine ve buna benzer faktörlere bağlı olarak değişir. Uzun bir süre bekletme dane büyümesine difüzyonun artmasına ve renksizleşmeye neden olur. Sıcaklıkta bekletme süresinin ölçülmesine, malzemenin en soğuk kısmının istenilen minimum sıcaklık değerine varıldığında başlanır. Tablolar bu esasa göre tesbit edilir düzenlenmiştir.
Bekletme süresi alaşımın cinsine bağlı olarak, ince parçalarda 10 dakikadan başlar ve kalın parçalarda 12 saate kadar çıkar. Kalın parçalar için itibari olarak kesitteki kalınlığın her 1,5 cm’si için 1 saat bekleme süresi kabul edilir. bekletme süresi bütün eriyebilen elemanların katı eriyik haline geçebilmelerini sağlayacak kadar uzun seçilir. Kısaltılmış bir bekleme süresinin etkileri çok kötü olduğu gibi fazla bekletmede de oksidasyon tehlikesi artar.
2.6.3.3 Isıtmanın Meydana Getirdiği Değişiklikler (2)
Bu değişiklikleri aşağıdaki gibi maddeler halinde incelemek daha uygun olur.
2.6.3.3.1 Üniform Dağılımı
Yapı aşırı doymuş hale gelmiştir. Ayrıca bu sıcaklıkta bekletme yapılarak homojen bir dağılım sağlanmıştır.
2.6.3.3.2 Toparlanma
Isıl işleme tabi tutma esnasında meydana gelir. Bu sayede iç gerilmelerden bir kısmı ortadan kalkar. Bu sırada soğuk işlem sırasında kaybolan şekil alma özelliği yeninden kazanılmış olur. Bu işleme gerilim giderme tavı da denir.
2.6.3.3.3 Yeniden Kristalleşme
Soğuk işlenmiş malzeme, yeter derecede yüksek bir sıcaklığa kadar ısıtıldığında, soğuk şekil değiştirme sonucu meydana gelmiş olan parçalanmış partiküller malzemenin tabi tutulduğu şekil değiştirme derecesi yeterli ise, yeniden gerilimsiz tanecikler oluştururlar. Bu olaya yeniden kristalleşme denir.
Soğuk şekil değiştirme esnasında meydana gelen yüksek enerjili noktalar, yeni danelerin meydana gelmesinde çekirdek rolü oynar. Soğuk şekil değiştirme derecesi yeterli değil ise yeninden kristalleşme olmaz.
Kullanılan sıcaklık derecesine yeninden kristalleşmeyi meydan getirecek kadar tam soğuk şekil değiştirme varsa elde edilen malzeme gayet iri daneli olur.
2.6.3.3.4 Dane Büyümesi
Yeniden kristalleşmeden sonra yeni daneler az enerjili duruma gelmek üzere büyümeye adaydırlar. Bu büyümeye etki eden nedenleri maddeler halinde şöyle sıralayabiliriz.
a) Başlangıçtaki dane büyüklüğü:
Ancak küçük soğuk şekil değiştirme derecelerinde kendini gösterir. Belirli bir soğuk şekil değiştirme derecesinde elde edilen sertleşme derecesi, iri daneli malzemeler için daha az olmak üzere, malzemenin dane büyüklüğüne tabiidir. Plastik şekil değiştirme derecesinin az olduğu hallerde başlangıçtaki malzemenin dane büyüklüğünün, son dane büyüklüğüne, kayda değer derecede tesiri vardır.
b) Soğuk şekil değiştirme derecesi:
Limitli fakat kritik derecede bir soğuk şekil değiştirmeye maruz malzeme, yeninden kristalleştirmeden sonra anormal derecede büyük danelere sahip olurlar.
c) Isıtma Hızı:
Küçük bir ısıtma hızı, normalden büyük toplama periyodunun sebep olacağından, yeninden kristalleşme ile elde edilen daneler biraz iri olur.
d) Son sıcaklık derecesi:
Yeniden kristalleştirmeden sonra daneler büyümeye meğillidirler. Bu büyüme danelerin en alçak dereceli enerji seviyesine sahip olmak istemeleri yüzündendir. Teorik olarak son sıcaklığın yükselmesi danelerin büyümesin yardım eder.
e) Yüksek sıcaklıkta bekletme süresi:
Yüksek sıcaklıkta bekletme süresi arttıkça danelerin büyüme oranı da artar.
f) Malzemenin terkibi
2.6.3.4 Su Verme
Eriyebilen elemanların katı eriyik haline geçmelerinden sonra yeninden çökelmelerine engel olmak veya geciktirmek amacıyla malzemeye su vermek gerekir. üç farklı su verme metodu mevcuttur. Bu üç metot, istenen özelliklere ve gösterdikleri kolaylıklara göre kullanılır.
2.6.3.4.1 Soğuk Suda Su Verme
Hafif dövmeli elde olunan alaşımlara soğuk su banyolarında su verilir. Su verme önceki su sıcaklık max. 300C olmalıdır. Sıcaklık değişimi 10C geçmemesi için yeterli hacimde su bulundurulmamalıdır. Böyle bir su verme şekli çok etkilidir.
2.6.3.4.2 Sıcak Suda Su Verme
Büyük ve kalın kesitli dökme parçalara 75-90 C’de hatta kaynar suda, yani 100 C’da su verilir.
Bu tip su verme, distarsiyonu minimum kılar ve eşit olmayan sıcaklık dağılışından doğan çatlama tehlikesi önlenmiş olur. Su vermede kullanılan suyun sıcaklığı malzemenin korozyon mukavemetine büyük ölçüde etki etmeye dövme alaşımlarda, bu tip su verme usulü kullanılır. Şunu da belirtelim ki, kalın kesitli parçaların korozyon mukavemeti ince kesitli parçalarda olduğu kadar kritik değildir.
2.6.3.4.3 Püskürterek Su Verme
Yüksek hızla su püskürtülerek su verme usulü, levhalar ve geniş yüzeyli parçalara tatbik edilir. Bu tip su verme distarsiyonu minimum kılar ve su vermeden dolayı olan çatlamayı önler. 2017 ve 2024 için korozyon mukavemetini azalttığından kullanılmaz.
2.6.4 Solüsyona Alma ve Su Verme Sırasında Dikkat Edilecek Noktalar ve
Karşılaşılan Güçlükler
Bekletme süresi ile su verme arasında önemli bir ilişki vardır. malzemenin fırından çıkarılıp su verilmesine kadar geçen süre gayet önemlidir. Bu süre mümkün olduğu kadar minimum seviyeye indirilmelidir. 2017, 2024, 7178 alaşımları levha halinde iken bu süre 10sn. geçmemelidir. Fakat kesit büyüdükçe bu süre uzatılabilir.
Malzemeyi su vermeden önce soğutmaya terk etme katı eriyiklerin çökelmesine sebep olabilir. Bu çökelme dane sınırlarında ve kayma düzlemlerinde oluştuğundan, şekil değiştirme kabiliyetleri azalır. Ayrıca bazı alaşımlarda da daneler arası korozyon mukavemetine etki eder. (2024, 2017)
Isıl işleme tabi tutulabilen alaşımlar herhangi bir kötü etki görülmeksizin birçok defa solüsyona alma ısıl işlemine tabii tutulabilir. Yalnız levhalarda bu durum sınırlıdır.
Solüsyona Alma ve Su Verme Sırasında Karşılaşılan Zorluklar
A) Düşük çekme ve akma mukavemeti:
Sebepleri:
a) Kısa sürede bekletme veya düşük sıcaklıkta tavlama
b) Fırında su banyosuna geç nakletme
c) Yavaş su verme
d) Aşırı ısıtma
e) Yüksek sıcaklıkta oksitlenme
B) Daneler Arası Korozyon:
Bu korozyon tuzlu atmosferde uzun süre bekletmekten ileri gelir. Bu, daneler arası korozyon, çekme mukavemetini ve yüzde uzamayı düşürür.
C) Aşırı Tavlama
Otektik ergimesi, dane sınırı ergimesine sebep olur. mukavemeti azaltır.
D) Fazla Deformasyon ve Kayma
Sebepleri:
a) Fırında ısıtılmanın homojen olmaması halinde, parça yüzeyinin çeşitli noktalarının farklı sıcaklıklarda bulunması
b) Isıtma peryodu esnasında parçanın iyi yerleştirilmemiş olması
c) Çok tesirli bir su verme kullanılması
E) % Uzamanın Düşük Olması
Sebepleri:
a) Aşırı tavlama
b) Yüksek sıcaklıkta oksitlenme
c) Su vermeden sonra fazla sertleşme
d) Hatalı işlenme
2.6.5 Yaşlanma Olayı (5)
Yaşlanma ile sertleşme elde etmek için önce katı eriyiğe alma yapılır. ardından aşırı katı eriyik elde etmek için alaşıma su verilir. Su verme işlemi genel olarak çökelme süratinin çok yavaş olduğu bir sıcaklıkta yapılır. Su verdikten sonra çökelmenin çok uzun bir sürede meydana gelmesine engel olmak için alaşım ortalama bir sıcaklığa ısıtılır. Şekil 2’de XA ve XB kademeleri yaşlanarak sertleşmeyi göstermektedir.
Şekil 2: Yaşlanma Kademeleri
Ayrıntılı incelemeler yaşlanma sertleşmesini şöyle açıklamaktadır: Aşırı doymuş atomlar belli kristal düzlemleri boyunca toplanma eğilimi gösterirler. Bu eriyikteki CU atomlarını toplanması (eriyen atomlar) diğer taraftan Cu yoğunluğunu azaltır, daha az aşırı doymuş ve dolayısıyla daha kararlı bir kristal yapısı oluşturur. Bu durumdaki bakır atomları henüz fark edilecek bir faz yapmamışlardır, hududun iki tarafındaki iki yapı arasında atom bağlaçları vardır. Dislakasyon hareketinin bu düzensiz alanlardan geçmesi zordur. Bu sebeple metal sertleşir dolayısıyla gerilmeler altında deformasyona daha dayanıklı olur.
Bölgesel toplama olayı uzun süre devam ederse hakiki bir çökelme ve aşırı yaşlanma veya yumuşama olur.
2.6.5.1 Tanımı
Aşırı doymuş bir katı fazdan zaman ve sıcaklığın etkisi ile yani bir fazın meydana gelmesi olayına teknolojide “yaşlanma olayı” diyoruz. Burada dikkat edilecek husus, meydana getirilen ikili fazın (üçlü ve daha fazla olabilir)
B şeklinde değil de B fazının fazı içinde hapsedilerek meydana getirilmesi gerektiğidir. Bu durum ise katı-hal reaksiyonları vasıtasıyla gerçekleştirilebilir. Aslında esas olarak yaşlanma olayı da bir katı-hal reaksiyonudur.
Yaşlanma olayı uygulanabildiği alaşımlarda müsbet yönde büyük mekanik özellik değişimleri oluşturur.
2.6.5.2 Safhaları
Yaşlanmanın bir katı-hal reaksiyonu olduğunu belirtmiştik. Bir reaksiyonun meydana gelmesi ise bazı özel şartların varlığı ile mümkün olur. reaksiyon başlangıcında ise beli safhalardan geçerek, evrimini tamamlar. Bu genel açıklamada olduğu gibi yaşlanma olayı da bazı şartların sağlanmasıyla ve bazı safhalardan geçerek evrimini tamamlar.
2.6.5.2.1 Solüsyon Alma
Alaşım tek fazlı bölgeye kadar ısıtılır. Aşırı doymuş hale getirilir ve homogenizasyon sağlamak için bir süre bu sıcaklıkta tutulur.
2.6.5.2.2 Su Verme
Eriyebilen elemanlar katı eriyik haline geçtikten sonra yeniden çökelmelerine engel olmak için malzemeye su vermek gerekir. Su verme sırasında katı eriyik kararsız hale gelir ve çökelme eğilimindedir.
2.6.5.2.3 Çökelme
Aşırı doymuş alaşım birden soğutulduğunda eriyebilirlik sınırlarının hemen altında, atomların kolaylıkla yayınladığı gren hudutlarında çökmeler yaşlanma yayınmanın daha zor olduğu gren için çökelme alçak sıcaklıklarda devam eder.
2.6.5.2 Yaşlan Teorisi
Yaşlanma olayını izah eden bir çok teori ortaya atılmış olmasına rağmen bunlardan en tutarlısı 1935 yılında Wassermann ve Weert tarafından ortaya atılmıştır. Uzun çalışmalar sonucu ortaya konan bu teori şöyledir.
Bu iki bilgin teorilerini Al-Cu alaşımını X-ışını ile inceledikten sonra ortaya atmışlardır. Bu incelemelerde Wasserman ve Weert Al-Cu denge diyagramından görülen q fazı ya da CuAl2’a benzeyen bir faz gördüler.
Çok küçük partiküllerden ibaret olan bu faz aynı q fazı gibi fakat, matriks ile q fazı arasında bir kompozisyondaydı. Bu faza geçiş fazı (geçiş latisi) adını verip q ile gösterdiler. Ayrıca içinde bulunduğu matrikse bağlı olarak yönlenme özelliğine bağlı olarak yönlenme özelliğine bağlı olduğunu buldular. Yaptıkları açıklamada da dengeli çökeltinin ancak bu geçiş latisinin gelişip büyümesi ile meydana geldiğini belirttiler.
Daha sonra, Mehl, Barret ve Geisler Widmanstatten yapılarının oluşumuna ilişkin bir teori ortaya attılar. Teoriye göre bu yapının oluşumu: Nükleasyon kademesine ve içinde oluştuğu matriksle kohorent (atom dizilişi uygun) bir yapı oluşturmasına çökelen tanelerin büyümesine ihtiyaç gösterir. Atom dizilişleri uygun olması buradaki en önemli faktördür. Atom dizilişleri çökelti ve matriks gibi kristalografik yönden kesin bir sütrüktür tarafından paylaşılmalıdır.
Çok tabiidir ki her bir yapı ve atom düzlemi benzer atomik dizilere ve boşluklara sahip olmalıdır. Öyle ki küçük bir şekil değişimi ile uygunluk sağlansın. Bu teoride yaşlanma sertleşmesi matriks içine bir şekilde değiştirme ile ve onları koherent safhada birbirine uyduracak çökelme ile ilgili tutulmuştur. Aşırı yaşlanmanın nedeni olarak da, yapının oluşumu ile koherensliğin kaybolması gösterilmiştir. Daha sonraları bu teoriye “Transmisyon Latis Teorisi” adı verilmiştir.
1938’de Preston ve Guinier birbirlerinden habersiz olarak transmisyon latis çökelmesinin bir önceki kademesini buldular. Diffüze olmuş değişmelerin matriks bölgesinde olduğunu gösterdiler. Şayet çözünen atomlar, çözücü atomlardan boyut yönünden önemli miktarda farklı ise matriks latisi distarsiona uğrar. Fakat yeni ve kesin olmayan kristal strüktürleri bu kademede de zenginleşen bölgelerde birleşemez. Bu bölgelerde “BUINIER-PRESTON” ya da “GP” zonu denir.
Guinier’in açıklamasına göre GP zonları düğüm yada salkım şeklindedir ve yaşlanma sertleşmesinin kaynağını tekil etmektedirler. Geissler ve arkadaşları, Guinier ve Preston tarafından gözlenen difaksion için ayrı bir açıklama yaptılar.
Onlar difüze çizgileri, çok küçük boyutlardaki partiküller ve bu partikülleri de q¢ transmisyon latisinin ilk büyütme durumunun kaynağı olarak açıkladılar. Bu görüşe göre GP zonları transmisyon latisinin büyümesi ile oluşur. Bugün en iyi açıklamayı yapan teori yukarıdaki açıklamaların ve gelişmelerin bir sonucudur. Şöyle ki:
Alaşımdaki kimyasal elemanların yer ye konsatre olması sonucunda çökeleğin ilkel çekirdekleri oluşur. Bu çekirdekler eriyen metal atomları cinsinden zengindirler.
Bu nedenle, çekirdeklerin büyümesi de ancak eriyen atomların bu çekirdeklere yayınmasıyla mümkündür. Çökelmenin yayınma ile kontrol edilebilir olması, çökeltme ısıl işlem sıcaklığı yükseldikçe çökelme hızının niçin arttığını açıklamak için yeterlidir.
Çökelmenin ilk safhalarında ikinci faz hemen teşekkül etmekte fakatikinci faza benzer bir transmisyon latisi katı eriyikle sıkı temas halinde büyümektedir. Aşağıdaki şekilde “Aşırı yoğun katı eriyik” – “Transmisyon latisi” – “Dengeli Çökelek” şematik olarak görülmektedir.
Bölgesel toplama olayı uzun süre devam ederse hakiki bir çökelme ve aşırı yaşlanma veya yumuşama olur.
2.6.5.1 Tanımı
Aşırı doymuş bir katı fazdan zaman ve sıcaklığın etkisi ile yani bir fazın meydana gelmesi olayına teknolojide “yaşlanma olayı” diyoruz. Burada dikkat edilecek husus, meydana getirilen ikili fazın (üçlü ve daha fazla olabilir)
B şeklinde değil de B fazının fazı içinde hapsedilerek meydana getirilmesi gerektiğidir. Bu durum ise katı-hal reaksiyonları vasıtasıyla gerçekleştirilebilir. Aslında esas olarak yaşlanma olayı da bir katı-hal reaksiyonudur.
Yaşlanma olayı uygulanabildiği alaşımlarda müsbet yönde büyük mekanik özellik değişimleri oluşturur.
2.6.5.2 Safhaları
Yaşlanmanın bir katı-hal reaksiyonu olduğunu belirtmiştik. Bir reaksiyonun meydana gelmesi ise bazı özel şartların varlığı ile mümkün olur. reaksiyon başlangıcında ise beli safhalardan geçerek, evrimini tamamlar. Bu genel açıklamada olduğu gibi yaşlanma olayı da bazı şartların sağlanmasıyla ve bazı safhalardan geçerek evrimini tamamlar.
2.6.5.2.1 Solüsyon Alma
Alaşım tek fazlı bölgeye kadar ısıtılır. Aşırı doymuş hale getirilir ve homogenizasyon sağlamak için bir süre bu sıcaklıkta tutulur.
2.6.5.2.2 Su Verme
Eriyebilen elemanlar katı eriyik haline geçtikten sonra yeniden çökelmelerine engel olmak için malzemeye su vermek gerekir. Su verme sırasında katı eriyik kararsız hale gelir ve çökelme eğilimindedir.
2.6.5.2.3 Çökelme
Aşırı doymuş alaşım birden soğutulduğunda eriyebilirlik sınırlarının hemen altında, atomların kolaylıkla yayınladığı gren hudutlarında çökmeler yaşlanma yayınmanın daha zor olduğu gren için çökelme alçak sıcaklıklarda devam eder.
2.6.5.2 Yaşlan Teorisi
Yaşlanma olayını izah eden bir çok teori ortaya atılmış olmasına rağmen bunlardan en tutarlısı 1935 yılında Wassermann ve Weert tarafından ortaya atılmıştır. Uzun çalışmalar sonucu ortaya konan bu teori şöyledir.
Bu iki bilgin teorilerini Al-Cu alaşımını X-ışını ile inceledikten sonra ortaya atmışlardır. Bu incelemelerde Wasserman ve Weert Al-Cu denge diyagramından görülen q fazı ya da CuAl2’a benzeyen bir faz gördüler.
Çok küçük partiküllerden ibaret olan bu faz aynı q fazı gibi fakat, matriks ile q fazı arasında bir kompozisyondaydı. Bu faza geçiş fazı (geçiş latisi) adını verip q ile gösterdiler. Ayrıca içinde bulunduğu matrikse bağlı olarak yönlenme özelliğine bağlı olarak yönlenme özelliğine bağlı olduğunu buldular. Yaptıkları açıklamada da dengeli çökeltinin ancak bu geçiş latisinin gelişip büyümesi ile meydana geldiğini belirttiler.
Daha sonra, Mehl, Barret ve Geisler Widmanstatten yapılarının oluşumuna ilişkin bir teori ortaya attılar. Teoriye göre bu yapının oluşumu: Nükleasyon kademesine ve içinde oluştuğu matriksle kohorent (atom dizilişi uygun) bir yapı oluşturmasına çökelen tanelerin büyümesine ihtiyaç gösterir. Atom dizilişleri uygun olması buradaki en önemli faktördür. Atom dizilişleri çökelti ve matriks gibi kristalografik yönden kesin bir sütrüktür tarafından paylaşılmalıdır.
Çok tabiidir ki her bir yapı ve atom düzlemi benzer atomik dizilere ve boşluklara sahip olmalıdır. Öyle ki küçük bir şekil değişimi ile uygunluk sağlansın. Bu teoride yaşlanma sertleşmesi matriks içine bir şekilde değiştirme ile ve onları koherent safhada birbirine uyduracak çökelme ile ilgili tutulmuştur. Aşırı yaşlanmanın nedeni olarak da, yapının oluşumu ile koherensliğin kaybolması gösterilmiştir. Daha sonraları bu teoriye “Transmisyon Latis Teorisi” adı verilmiştir.
1938’de Preston ve Guinier birbirlerinden habersiz olarak transmisyon latis çökelmesinin bir önceki kademesini buldular. Diffüze olmuş değişmelerin matriks bölgesinde olduğunu gösterdiler. Şayet çözünen atomlar, çözücü atomlardan boyut yönünden önemli miktarda farklı ise matriks latisi distarsiona uğrar. Fakat yeni ve kesin olmayan kristal strüktürleri bu kademede de zenginleşen bölgelerde birleşemez. Bu bölgelerde “BUINIER-PRESTON” ya da “GP” zonu denir.
Guinier’in açıklamasına göre GP zonları düğüm yada salkım şeklindedir ve yaşlanma sertleşmesinin kaynağını tekil etmektedirler. Geissler ve arkadaşları, Guinier ve Preston tarafından gözlenen difaksion için ayrı bir açıklama yaptılar.
Onlar difüze çizgileri, çok küçük boyutlardaki partiküller ve bu partikülleri de q¢ transmisyon latisinin ilk büyütme durumunun kaynağı olarak açıkladılar. Bu görüşe göre GP zonları transmisyon latisinin büyümesi ile oluşur. Bugün en iyi açıklamayı yapan teori yukarıdaki açıklamaların ve gelişmelerin bir sonucudur. Şöyle ki:
Alaşımdaki kimyasal elemanların yer ye konsatre olması sonucunda çökeleğin ilkel çekirdekleri oluşur. Bu çekirdekler eriyen metal atomları cinsinden zengindirler.
Bu nedenle, çekirdeklerin büyümesi de ancak eriyen atomların bu çekirdeklere yayınmasıyla mümkündür. Çökelmenin yayınma ile kontrol edilebilir olması, çökeltme ısıl işlem sıcaklığı yükseldikçe çökelme hızının niçin arttığını açıklamak için yeterlidir.
Çökelmenin ilk safhalarında ikinci faz hemen teşekkül etmekte fakatikinci faza benzer bir transmisyon latisi katı eriyikle sıkı temas halinde büyümektedir. Aşağıdaki şekilde “Aşırı yoğun katı eriyik” – “Transmisyon latisi” – “Dengeli Çökelek” şematik olarak görülmektedir.
Şekil 3:
Şemada görüldüğü gibi transmisyon kafesinde iki yapı arasında bir atom dizilişi uygunluğu mevcut ise katı eriyik distorsiona uğramaktadır. Çökelek başlangıçta genellikle küçük boyutludur ve çubuk şeklindedir. Boyutları küçük olduğu sürece de normal difraksiyon ışıması yerine Guiner Preston ilkeleri olarak belirtilen özel X ışınları yansımaları oluşur.
Birçok çökelme sertleşmesi sistemlerinde billur yapıları transmisyon kafesi teşkil edecek derecede gelişmeden sonra ana kafesten ayrılır ve denge halinde çökelek durumuna geçerler. Denge çökeleği içinde oluştuğu matrikse göre belirli doğrultularda bulunuyorsa da ara billur yapılarını teşkil eden bu kafes arasında atom atoma bir uyuşum yani koherans durumu yoktur. Fakat denge çökeleğinin meydana getirdiği sertlik düşüktür. Dolayısıyla aşırı yaşlanma (yumuşama) bu dengeli yapının oluşumu ile ilgilidir. Birçok alaşım sistemlerine ara yapı yeterli miktarda bir kafes distorsionu meydana getirmeden önce çökeleği oluşturduğundan önemli derecede sertleşme olur.
Birçok çökelme sertleşmesi sistemlerinde billur yapıları transmisyon kafesi teşkil edecek derecede gelişmeden sonra ana kafesten ayrılır ve denge halinde çökelek durumuna geçerler. Denge çökeleği içinde oluştuğu matrikse göre belirli doğrultularda bulunuyorsa da ara billur yapılarını teşkil eden bu kafes arasında atom atoma bir uyuşum yani koherans durumu yoktur. Fakat denge çökeleğinin meydana getirdiği sertlik düşüktür. Dolayısıyla aşırı yaşlanma (yumuşama) bu dengeli yapının oluşumu ile ilgilidir. Birçok alaşım sistemlerine ara yapı yeterli miktarda bir kafes distorsionu meydana getirmeden önce çökeleği oluşturduğundan önemli derecede sertleşme olur.
2.6.5.4 Yaşlanma Sertleşmesini Doğuran Sebepler
Bu konuya malzemenin yaşlanabilmesi için sahip olması gereken özellikler açısından bakarak aşağıdaki şekilde açıklamak mümkündür.
Alaşım denge diyagramında aşağıdaki durumlardan birinin bulunması gerekmektedir:
Şekil 4:
a) Denge diyagramından yatık bir soluüs bulunmalıdır.
b) Kritik sıcaklık altında katı eriyik karışım aralığı olmalıdır.
c) Yüksek sıcaklıklarda eriyen ara fazlı katı eriyik olmalıdır.
B) Çöken faz ile matriks arasında bir koheransın yani latis benzerliğinin bulunması gerekir.
C) Çökelecek olan ikinci fazı oluşturacak olan geçiş latisinin meydana gelmesi gerekmektedir.
D) Denge diyagramında aranan şartlar dışında çok önemli bazı faktörler de malzemenin yaşlanma durumuna etki eder. Bu konuya yaşlanmanın teorisi ve safhaları bölümünde tafsilatlı olarak değinildiğinden burada detaylı açıklanmayacaktır.
E) Bunların dışında yaşlanma sertleşmesini doğrudan asıl sebepleri şu iki madde altında toplayabiliriz.
1) Çökelen gayet küçük tanecikler, dane halinde ve dane sınırlarında toplanıp, kaymaya ve deformasyona mani olmak için bir ağ teşkil ederler.
2) Matrikse nazaran daha küçük olan ikame atomları basınç altındaki, bölgelere, daha büyük olan (yer alan atomları) ise gerilim altındaki bölgelere yayınarak farklı bir atmosfer yaratırlar. Bu yapı dislokasyonları önler.
2.6.5.5 Yaşlanmaya Etki Eden Faktörler (5)
Bu faktörleri şöyle sıralayabiliriz.
A) SICAKLIK
Sıcaklık arttıkça yaşlanma süresi kısalır. Yani sıcaklık yaşlanma oranını arttırır.
B) GREN HUDUTLARI
İyi grenli alaşımlar aynı sıcaklıkta daha iyi çökebilen ve bu çökelme gren hudutlarında olur.
C) KOMPOZİSYON
Sabit sıcaklıkta hem yaşlanma hem de maximum sertlik, eriyen elementin artışı ile artar. Bunun derecesi de eriyebilirlik üst sınırına kadardır.
D) SOĞUK İŞLEM
Soğuk işlem varlığı yaşlanma oranını arttırır.
E) ZAMAN
Yaşlanma zaman doğru orantılıdır.
2.7 Alüminyum ve Alaşımlarının Kaynak Kabiliyeti (4)
Alüminyum ve alaşımlarının kaynak kabiliyeti- aşağıdaki iki olay ile açıklanabilir.
1) Yüzeyde, alüminyum daha güç eriyen (2030 C) ve yoğunluğu daha yüksek olan alümin (Al2O3) oluşması, metal ve alaşımlarının, kaynağa elverişli olmamasına sebep olmaktadır. Bunun varlığı, dikişinin devamlı olmasını sağlayacak erişmiş damlacıkların, bağ oluşturmasına engel olmaktadır. Bu zorluğu ortadan kaldırmak için, alümini eriten ve temizlenmesi kolay olan, bir curub oluşturan özel bir örtü kullanılır.
2) Bazı alaşımlarda kaynak esnasındaki ısıl çevrim, ana katı eriyik içinde bulunan bileşenlerin, erimiş bölge veya esas malzemede çökelmesine sebep olmaktadır. Bu çökelme, mekanik özellikleri ve kimyasal etkilere karşı dayanıklılığı azaltmaktadır.
Dövme alaşımlar; koruyucu gaz altında kolaylıkla kaynak edebilirler. Isıl işlem görmemiş alaşımlara el kaynağı yapıldığı zaman, mukavemetleri, kaynak yapılmamış aynı alaşıma göre daha düşük olmaktadır. Mukavemetteki azalmaya bağlıdır. Bilindiği gibi kaynak yerinde üç ayrı bölge oluşur. Erime bölgesi-ısıdan etkilenmiş bölge-ısıdan etkilenmemiş bölge (değişikliğe uğramayan bölge).
Isıl işlem görmüş alaşımlarda, tel halinde çekilebilme özelliği düşmektedir. Kaynaktan sonra yaşlandırma sertleşmesi yapılırsa dayanıklılık artar.
2.8 Alüminyum Alaşımların Kaynağı (4)
2.6.1 Tabii Sert Hadde Alaşımlar
AlMn alaşımı esas malzeme ile aynı karışımdaki veya AlSi5 alaşımından çubuklarla kaynak yapılır.
Az miktarda magnezyum ihtiva eden (%1-3mg) AlMg alaşımlarının kaynak kabiliyetleri oldukça iyi olur, esas malzeme karışımında bulunan çubuklarla kaynak yapılır. yüksek magnezyumlu alaşımların kaynağında, yüzeyde gözle görülmeyen bazı çatlaklar meydana gelir. Bundan ötürü parçanın kaynatan evvel hafif bir ısıtmaya tabii tutularak çabuk kaynak yapılması icap eder. Bu suretle aynı karışımdaki AlMG5 alaşımının kaynağı yapılabilir. Ayrıca kaynağın dip kısımlara nüfuz etmesi için de bakır altlıklar kullanılmalıdır. AlMg7 alaşımının kaynağı oldukça zordur. Bu alaşım sıcağı karşı hassas olduğundan AlMg5 alaşımında söylenen hususlara burada dikkat edilir, ancak kısa dikişleri kaynak yapmak mümkündür.
AlMgMn alaşımı aynı karışımlı kaynak çubuklarıyla mükemmel kaynak yapılabilir.
2.8.2 Isıl işlemde Sertleşen Hadde Alanı
AlCuMg alaşımının kaynak için aynı karışımda bulunan veya AlSi5 alaşımındaki çubuklar kullanılır. Kaynak kabiliyeti iyidir. Fakat kaynağın, ısıl işlemle sertleşmeden evvelki durumda yapılması gerekir. Aksi halde geçiş bölgelerindeki mukavemet çok düşer ve kaynaktan sonra ışıl işleme tabii tutulsa bile başlangıçtaki mukavemet elde edilmez.
AlMgSi alaşımının kaynağı içinde esas malzeme ile aynı karışımda bulunan veya AlSi5 alaşımından mamul çubuklar kullanılır. Isıl işlemle sertleştirilmeden evvel kaynak yapılması gerekir.
2.8.3 Döküm Alaşımları
Döküm alaşımlarının kaynaktan evvel petrol veya trikolaratilerle temizlenmesi ve çatlak yerlerinin mevcutsa iyi bir şekilde meydana çıkarılması gerekir. iç gerilmelere mani olmak için parçanın bir ocakta ön ısıtmaya tabii tutulması iyi sonuçlar verir. Parçanın kaynaktan sonra yine ocak içersinde yavaş soğumaya bırakılması gerekir. AlSi alaşımlarını dekapan kullanılmadan da kaynak yapmak mümkündür. Kaynak çubuklarının, esas malzeme ile aynı karışımda döküm çubuklar olması gerekir.
2.8.4 Alüminyum ve Alaşımlarının Kaynağı, Çeliğin Kaynağına Nazaran şu
Sebeplerden Dolayı Daha Zordur
1) Alüminyum yüzeyinde gerek sıvı gerekse katı halde iken havada kaldığı süre zarfında gayet ince ve sıkı bir alüminyum oksit tabakası meydana gelir. Bu oksit tabakasının özgül ağırlığı alüminyumdan küçük olduğu için daima kaynak esnasında ergimiş banyonun üzerini örter. Bu suretle kaynak çubuğundan ergiyerek düşen damlaların içeriye doğru nüfuz etmesine engel olur.
2) Saf alüminyum ergime sıcaklığı 658 C ve alaşımlarınki ise 575-650 C de ergidiğinden kaynak esnasında oksit tabakasını ortadan kaldırmak için büyük bir sıcaklığa ihtiyaç vardır. kaynak esnasında oksit tabakasını ergitmeye çalışırken, alüminyum ergiyerek akmasına sebep olur.
3) Çeliklerde malzeme tavlandıktan sonra kırmızı renk alır. Oysa alüminyum ve alaşımları kırmızı rengi almaz. Kullanılırsa kaynağa başlama zamanı kesin olarak kabul edilemez. Bu sebeple alüminyum ve alaşımlarının kaynağında açık renkli gözlük camları kullanmak gerekir.
4) Alüminyum ısıl geçirme kabiliyeti, demirden yaklaşık olarak üç defa daha büyüktür. Bunun için kalan parçaların kaynağında işlemden önce bir ön ısıtmaya gerek vardır.
5) Alüminyum usu genleşme katsayısı da demire nazaran yaklaşık iki defa daha büyüktür. Dolayısıyla kaynak esnasında büyük şekil değiştirmeleri meydana gelir. Bu şekil değiştirmeler ve iç gerilmelerin ortaya çıkmasına neden olur.
2.9 Alüminyum ve Alaşımlarına Uygulanan Kaynak Metotları (4)
2.9.1 Alüminyum ve Alaşımları Gaz Ergitme Kaynağı
Alüminyum ve alaşımlarının gaz ergitme kaynağında genellikle oksiasetilen alevi kullanılır. Oksiasetilen alevi, 3200 C’lik bir sıcaklık verdiğinden kalın kesitli parçaların kaynağında başarıyla kullanılmaktadır.
Oksi-Hidrojen alevi 2800 C’lik bir sıcaklık verir ve nadiren ince saçların kaynağında kullanılır.
Havagazı-oksijen (oksi-havagazı) alevi de, takriben 2000 C’lik bir sıcaklık oluşturur ve bilhassa ince parçaların kaynağında kullanılır.
2.9.1.1 Dekapan ve Özellikleri
Kaynak esnasında meydana gelen alüminyum oksit dikiş içersinde kalırsa mukavemete ve korozyona karşı mukavemeti düşürür. Aynı zamanda kaynak zorluklarının meydana gelmesine neden olur. bunları önlemek için kaynak yaparken oksiti çözen bir dekapana ihtiyaç vardır. Dekapanın kaynak sıcaklığından önce ergiyerek, oksit tabakasını çözer ve dikişin yüzeyini osidasyon tesirinden korur. Dekapan çeşitli maden klorüs ve florüslerinin karışımından ibarettir. İyi bir dekapanda şu özelikler bulunmalıdır.
1) Oksit tabakasını gayet kolay çözebilmelidir.
2) Ergime derecesi, kaynak yapılacak malzemenin ergime noktasından 50-100 C aşağıda olmalıdır.
3) Ergidiği zaman ergimiş maden banyosunun yüzeyini örtebilmesi için, özgül ağırlığı alüminyum ve alaşımlarının özgül ağırlığından daha küçük olmalıdır.
4) Kaynak alevinin tesiriyle dekapanın kaynak yerinden kalkmaması için iyi bir yapışma kabiliyetine sahip olmalıdır.
5) Kaynak esnasında kısmen buharlaşan ve gaz haline geçen dekapanın buharları zahirli olmamalıdır.
6) Kaynak dikişini korozyona teşvik etmemelidir.
7) Aynı dekapan mümkün olduğu kadar birbirine yakın alaşımlar için kullanılmalıdır.
Toz halinde dekapan kullanmadan önce kireçsiz saf su ile karıştırılarak lapa haline getirilir. Kireçli su dekapanın tesir kabiliyetini düşürür. Bu suretle hazırlanan lapa, daha önce iyice temizlenmiş olan kayak ağızlarına ve kaynak çubuğuna bir kış fırça ile sürülür. Kaynaktan evvel parçalar bağlanırken sadece kaynak çubuğuna sürmek kafidir.
2.9.1.2 Kaynak Çubukları ve Kaynak Kabiliyetleri
Alüminyum ve alaşımlarının kaynağında kullanılan kaynak çubuklarının, esas malzeme ile aynı karışımda olması gerekir. farklı bir karışım seçildiği zaman, geçiş bölgesinde bazı hatalar meydana geldiği gibi, farklı ergime dereceleri dolayısıyla kaynak işlemi de zor yapılır. Aynı zamanda çeşitli elemanların birbirleriyle temasları neticesi korozyonu doğuran sebep ortaya çıkar.
Saf alüminyum kaynağında aynı karışımlı veya az miktarda titan ihtiva ede alaşımlar kullanılır. Titan ince taneli bir yapının meydana gelmesine neden olur.
Saf madenler, sabit bir ergime veya katılaşma sıcaklığına sahiptir. Buna karşılık, alaşımlar bir katılaşma veya ergime aralığına sahiptir. Bu aralığı ergime ve katılaşma eğrileri sınırlandırılmıştır. Bu enterval dahilinde alaşımlar, kısmen sıvı kısmen de katı haldedirler. Alaşımların kaynak kabiliyeti de bu aralığın büyüklüğüne bağlıdır. Alüminyum alaşımlarından ergime aralığı büyük olanlar zor ve küçük olanlar da kolay kaynak yapılabilir. Yani alaşım içersindeki bulunan alaşım elemanlarının yüzde miktarı arttıkça, kaynak kabiliyetleri de zorlaşır. Fakat ötektik alaşımlarda müstesna teşkil ederler. Zira ötektik alaşımlarda da saf madenler gibi muayen scıaklıkta ergir ve katılaşır.
Soğuk çekilen veya ısıl işlemle sertleştirilen bir malzemenin kaynağından, alevin tesiriyle dikişin yanındaki bölgelerde mekanik özellikler düşer. Bu suretle yumuşamış bölgede elde edilir. Bu yumuşayan bölgenin genişliği, saçın kalınlığına ve kaynağın icra şekline bağlıdır. Bu genişlik ortalama 40-80 mm’dir.
2.9.2 Alüminyum ve Alaşımlarının Elektrik Ark Kaynağı (4)
Alüminyum ve alaşımlarda elektrik ark kaynağı bilahhsa kalın parçaları ve fazla miktarda harekete ihtiyaç gösteren konstrüksiyon elemanlarının birleştirilmesinde iyi sonuçlar verir. Ayrıca iş kaşe ve bindirme gibi oksikasetilen kaynağı ile yapılması zor dikişlerde bu şekilde kaynak edilir.
Alüminyum ve alaşımlarının elektrik ark kaynağında kullanılan bütün metal elektrodlar örtülüdür. Örtü maddesi de alüminyum ve alaşımlarının oksi-asetiken kaynağında kullanılan dekapanlarla hemen hemen aynı karışımda bulunur ve aynı vazifeyi görür.
İyi bir elektrod şu özelliklere sahip olması gerekir:
a) İyi bir tutuşma kabiliyetine sahip olmalı
b) Muntazam, sakın ve sıçrama yapmayan bir ergime kabiliyetine haiz bulunmalıdır.
c) Örtü, yüksek ark sıcaklığında buharlaşma dolayısıyla bozulmayan iyi bir tesir kabiliyetine sahip olmalıdır.
d) Kaynağı müteakip, örtünün teşkil ettiği curuf kolayca kalkabilmeli
e) Gözeneksiz bir dikiş temin etmeli
f) Örtü mümkün olduğu kadar az hogroskopik olmalı
g) Dikişin mukavemet özellikleri iyi olmalı
h) Örtü, kaynak yaparken meydana gelen alümini çözebilmeli
Kullanılan elektrodların çekirdek malzemelerinin, oksiasetilen kaynağında olduğu gibi, esas malzeme ile aynı karışımda olması istenir. AlCu ve AlZnCu gibi alaşımların kaynağında %5-12 Si’lu elektrodlar kullanılır. Mg ihtiva eden alaşımlar, gayet az veya hiç magnezyum bulunmayan elektrodlar kaynak yapılır.
2.9.2.1 Kaynak Bağlantısının Mukavemeti
Yumuşak alüminyum veya alüminyum alaşımlarında, dikişin mukavemeti daima esas malmzeme ile aynı değere erişir. Yalnız AlMg alaşımlarında küçük bir mukavemet düşmesi meydana gelir. Hadde alüminyum ile ısıl işlem neticesinde sertleşen alüminyum alaşımlarında kaynaktan sonra sıcaklığın tesis ettiği geçiş bölgelerinde sertlik ve mukavemette düşme olur. Sıcaklığın tesiri altında kalan ve yumuşayan geçiş mıntıkası, elektrik ark kaynağında, eksiasetilen kaynağına nazaran daha dardır. Eğer parça işlemeden önce bir ön ısıtmaya tabi tutulursa, bu bölge daha kırılma, sıcaklığın tesir ettiği bölgede olur. fakat bunun istisnaları mevcuttur. Mesela AlCuMg ve AlCu ve AlMg gibi ısıl işlemle sertleştirilen alaşımlarda kırılmanın dikişte olduğu da görülmüştür.
2.9.3 Alüminyum v e Alaşımlarının Koruyucu Gazla Ark Kaynağı (4)
Ark atom kaynağı metal elektronlarla yapılan elektrik ark kaynağın nazaran, 0,5mm gibi ince saçları birleştirme üstünlüğü vardır. Kaynak sürati, metal elektrodlarla yapılan ark kaynağından az ve oksi-asetilen kaynağından da iki misli daha yüksektir.
Ark atom kaynağında da oksi-asetilen kaynağında kullanılan aynı dekapanlar kullanılır. Tatbik edilen akım şiddeti, parça kalınlığına bağlıdır.
2.9.3.1 Ark Atom Kaynağının Üstünlükleri
1. Bu kaynak usulünde arkın meydana getirdiği yüksek ısı konsantrasyonu dolayısıyla, bazı durumda ön ısıtmaya gerek kalmadan kaynak yapılır.
2. Ergimiş maden banyosu, hidrojen gazı ile örtüldüğünde dikişi, havadaki oksijen ve azotun tesirinden korunur. Ayrıca, alaşım elemanlarının yanma yüzünden kaybı da önlenmiştir.
3. Normal elektrik ark kaynağı ile 2 mm’den ince saçların kaynağının yapılmasına karşın, ark atom kaynağında 0,5-2mm arasındaki saçları mükemmel kaynak yapmak mümkündür.
4. Arka atom kaynağında, oksi-asetilen kaynağına nazaran, daha dar bir tavlama sahası temin edilir. aynı zamanda tavlama süresi de daha kısadır.
2.9.3.2 Kaynak Dikişinin Mukavemeti
1 mm kalınlığında ve Amg7, AlMg9, AlMgSi ve AlCuMg alaşımları üzerinde yapılan deneylerde, ark atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin statik mukavemetleri, oksi-asetilen kaynağı ile bağlanan parçalardan daha yüksek olduğu görülmüştür. Bilhassa kıvrık olarak birleştirilen alın dikişlerinin mukavemetleri daha fazladır. Kaynak yapılmış dikişlerin uzamaları her iki kaynak usulünde birbirinden farklıdır. Bazı alaşımlarda ise ark atom kaynağında daha yüksek bazı alaşımlarda ise ark atom kaynağından daha fazladır.
Kaynak yapılmış ince dikişlerin kaynaktan sonra çekiçlemekle mukavemet özelliklerini ıslah etmek mümkündür.
Bununla beraber AlMgSi alaşımlarının, çekiçlemek suretiyle mukavemetin düşmesine bile sebep olur. AlCuMg alaşımlarında gerilmelerin doğuracağı çatlamalardan sakınmak için gayet dikkatli bir şekilde çekiçleme yapılması gerekir.
Ark atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin korozyon mukavemeti, genellikle iyidir. Yapı da oksi-asetilen kaynağına nazaran daha sıkıdır, ark atom kaynağı usulü ile birleştirilen saf alüminyum kaynak dikişlerinin korozyona karşı dayanıklılığı hemen hemen kaynak yapılmamış esas malzeme ile aynıdır.
2.9.4 Basınç Kaynağı (4)
A- çekiç Kaynağı
B- Elektrik Direnç Kaynağı
a) Nokta kaynağı
b) Dikiş kaynağı
c) Alın kaynağı
C- Argon atmosferi altında nokta kaynağı
3. SONUÇLARIN İREDELENMESİ
3.1. Isıl İşlem Yardımıyla Al-Cu Alaşımlarının Denge Diyagramında
İncelenmesi
a) Denge diyagramından yatık bir soluüs bulunmalıdır.
b) Kritik sıcaklık altında katı eriyik karışım aralığı olmalıdır.
c) Yüksek sıcaklıklarda eriyen ara fazlı katı eriyik olmalıdır.
B) Çöken faz ile matriks arasında bir koheransın yani latis benzerliğinin bulunması gerekir.
C) Çökelecek olan ikinci fazı oluşturacak olan geçiş latisinin meydana gelmesi gerekmektedir.
D) Denge diyagramında aranan şartlar dışında çok önemli bazı faktörler de malzemenin yaşlanma durumuna etki eder. Bu konuya yaşlanmanın teorisi ve safhaları bölümünde tafsilatlı olarak değinildiğinden burada detaylı açıklanmayacaktır.
E) Bunların dışında yaşlanma sertleşmesini doğrudan asıl sebepleri şu iki madde altında toplayabiliriz.
1) Çökelen gayet küçük tanecikler, dane halinde ve dane sınırlarında toplanıp, kaymaya ve deformasyona mani olmak için bir ağ teşkil ederler.
2) Matrikse nazaran daha küçük olan ikame atomları basınç altındaki, bölgelere, daha büyük olan (yer alan atomları) ise gerilim altındaki bölgelere yayınarak farklı bir atmosfer yaratırlar. Bu yapı dislokasyonları önler.
2.6.5.5 Yaşlanmaya Etki Eden Faktörler (5)
Bu faktörleri şöyle sıralayabiliriz.
A) SICAKLIK
Sıcaklık arttıkça yaşlanma süresi kısalır. Yani sıcaklık yaşlanma oranını arttırır.
B) GREN HUDUTLARI
İyi grenli alaşımlar aynı sıcaklıkta daha iyi çökebilen ve bu çökelme gren hudutlarında olur.
C) KOMPOZİSYON
Sabit sıcaklıkta hem yaşlanma hem de maximum sertlik, eriyen elementin artışı ile artar. Bunun derecesi de eriyebilirlik üst sınırına kadardır.
D) SOĞUK İŞLEM
Soğuk işlem varlığı yaşlanma oranını arttırır.
E) ZAMAN
Yaşlanma zaman doğru orantılıdır.
2.7 Alüminyum ve Alaşımlarının Kaynak Kabiliyeti (4)
Alüminyum ve alaşımlarının kaynak kabiliyeti- aşağıdaki iki olay ile açıklanabilir.
1) Yüzeyde, alüminyum daha güç eriyen (2030 C) ve yoğunluğu daha yüksek olan alümin (Al2O3) oluşması, metal ve alaşımlarının, kaynağa elverişli olmamasına sebep olmaktadır. Bunun varlığı, dikişinin devamlı olmasını sağlayacak erişmiş damlacıkların, bağ oluşturmasına engel olmaktadır. Bu zorluğu ortadan kaldırmak için, alümini eriten ve temizlenmesi kolay olan, bir curub oluşturan özel bir örtü kullanılır.
2) Bazı alaşımlarda kaynak esnasındaki ısıl çevrim, ana katı eriyik içinde bulunan bileşenlerin, erimiş bölge veya esas malzemede çökelmesine sebep olmaktadır. Bu çökelme, mekanik özellikleri ve kimyasal etkilere karşı dayanıklılığı azaltmaktadır.
Dövme alaşımlar; koruyucu gaz altında kolaylıkla kaynak edebilirler. Isıl işlem görmemiş alaşımlara el kaynağı yapıldığı zaman, mukavemetleri, kaynak yapılmamış aynı alaşıma göre daha düşük olmaktadır. Mukavemetteki azalmaya bağlıdır. Bilindiği gibi kaynak yerinde üç ayrı bölge oluşur. Erime bölgesi-ısıdan etkilenmiş bölge-ısıdan etkilenmemiş bölge (değişikliğe uğramayan bölge).
Isıl işlem görmüş alaşımlarda, tel halinde çekilebilme özelliği düşmektedir. Kaynaktan sonra yaşlandırma sertleşmesi yapılırsa dayanıklılık artar.
2.8 Alüminyum Alaşımların Kaynağı (4)
2.6.1 Tabii Sert Hadde Alaşımlar
AlMn alaşımı esas malzeme ile aynı karışımdaki veya AlSi5 alaşımından çubuklarla kaynak yapılır.
Az miktarda magnezyum ihtiva eden (%1-3mg) AlMg alaşımlarının kaynak kabiliyetleri oldukça iyi olur, esas malzeme karışımında bulunan çubuklarla kaynak yapılır. yüksek magnezyumlu alaşımların kaynağında, yüzeyde gözle görülmeyen bazı çatlaklar meydana gelir. Bundan ötürü parçanın kaynatan evvel hafif bir ısıtmaya tabii tutularak çabuk kaynak yapılması icap eder. Bu suretle aynı karışımdaki AlMG5 alaşımının kaynağı yapılabilir. Ayrıca kaynağın dip kısımlara nüfuz etmesi için de bakır altlıklar kullanılmalıdır. AlMg7 alaşımının kaynağı oldukça zordur. Bu alaşım sıcağı karşı hassas olduğundan AlMg5 alaşımında söylenen hususlara burada dikkat edilir, ancak kısa dikişleri kaynak yapmak mümkündür.
AlMgMn alaşımı aynı karışımlı kaynak çubuklarıyla mükemmel kaynak yapılabilir.
2.8.2 Isıl işlemde Sertleşen Hadde Alanı
AlCuMg alaşımının kaynak için aynı karışımda bulunan veya AlSi5 alaşımındaki çubuklar kullanılır. Kaynak kabiliyeti iyidir. Fakat kaynağın, ısıl işlemle sertleşmeden evvelki durumda yapılması gerekir. Aksi halde geçiş bölgelerindeki mukavemet çok düşer ve kaynaktan sonra ışıl işleme tabii tutulsa bile başlangıçtaki mukavemet elde edilmez.
AlMgSi alaşımının kaynağı içinde esas malzeme ile aynı karışımda bulunan veya AlSi5 alaşımından mamul çubuklar kullanılır. Isıl işlemle sertleştirilmeden evvel kaynak yapılması gerekir.
2.8.3 Döküm Alaşımları
Döküm alaşımlarının kaynaktan evvel petrol veya trikolaratilerle temizlenmesi ve çatlak yerlerinin mevcutsa iyi bir şekilde meydana çıkarılması gerekir. iç gerilmelere mani olmak için parçanın bir ocakta ön ısıtmaya tabii tutulması iyi sonuçlar verir. Parçanın kaynaktan sonra yine ocak içersinde yavaş soğumaya bırakılması gerekir. AlSi alaşımlarını dekapan kullanılmadan da kaynak yapmak mümkündür. Kaynak çubuklarının, esas malzeme ile aynı karışımda döküm çubuklar olması gerekir.
2.8.4 Alüminyum ve Alaşımlarının Kaynağı, Çeliğin Kaynağına Nazaran şu
Sebeplerden Dolayı Daha Zordur
1) Alüminyum yüzeyinde gerek sıvı gerekse katı halde iken havada kaldığı süre zarfında gayet ince ve sıkı bir alüminyum oksit tabakası meydana gelir. Bu oksit tabakasının özgül ağırlığı alüminyumdan küçük olduğu için daima kaynak esnasında ergimiş banyonun üzerini örter. Bu suretle kaynak çubuğundan ergiyerek düşen damlaların içeriye doğru nüfuz etmesine engel olur.
2) Saf alüminyum ergime sıcaklığı 658 C ve alaşımlarınki ise 575-650 C de ergidiğinden kaynak esnasında oksit tabakasını ortadan kaldırmak için büyük bir sıcaklığa ihtiyaç vardır. kaynak esnasında oksit tabakasını ergitmeye çalışırken, alüminyum ergiyerek akmasına sebep olur.
3) Çeliklerde malzeme tavlandıktan sonra kırmızı renk alır. Oysa alüminyum ve alaşımları kırmızı rengi almaz. Kullanılırsa kaynağa başlama zamanı kesin olarak kabul edilemez. Bu sebeple alüminyum ve alaşımlarının kaynağında açık renkli gözlük camları kullanmak gerekir.
4) Alüminyum ısıl geçirme kabiliyeti, demirden yaklaşık olarak üç defa daha büyüktür. Bunun için kalan parçaların kaynağında işlemden önce bir ön ısıtmaya gerek vardır.
5) Alüminyum usu genleşme katsayısı da demire nazaran yaklaşık iki defa daha büyüktür. Dolayısıyla kaynak esnasında büyük şekil değiştirmeleri meydana gelir. Bu şekil değiştirmeler ve iç gerilmelerin ortaya çıkmasına neden olur.
2.9 Alüminyum ve Alaşımlarına Uygulanan Kaynak Metotları (4)
2.9.1 Alüminyum ve Alaşımları Gaz Ergitme Kaynağı
Alüminyum ve alaşımlarının gaz ergitme kaynağında genellikle oksiasetilen alevi kullanılır. Oksiasetilen alevi, 3200 C’lik bir sıcaklık verdiğinden kalın kesitli parçaların kaynağında başarıyla kullanılmaktadır.
Oksi-Hidrojen alevi 2800 C’lik bir sıcaklık verir ve nadiren ince saçların kaynağında kullanılır.
Havagazı-oksijen (oksi-havagazı) alevi de, takriben 2000 C’lik bir sıcaklık oluşturur ve bilhassa ince parçaların kaynağında kullanılır.
2.9.1.1 Dekapan ve Özellikleri
Kaynak esnasında meydana gelen alüminyum oksit dikiş içersinde kalırsa mukavemete ve korozyona karşı mukavemeti düşürür. Aynı zamanda kaynak zorluklarının meydana gelmesine neden olur. bunları önlemek için kaynak yaparken oksiti çözen bir dekapana ihtiyaç vardır. Dekapanın kaynak sıcaklığından önce ergiyerek, oksit tabakasını çözer ve dikişin yüzeyini osidasyon tesirinden korur. Dekapan çeşitli maden klorüs ve florüslerinin karışımından ibarettir. İyi bir dekapanda şu özelikler bulunmalıdır.
1) Oksit tabakasını gayet kolay çözebilmelidir.
2) Ergime derecesi, kaynak yapılacak malzemenin ergime noktasından 50-100 C aşağıda olmalıdır.
3) Ergidiği zaman ergimiş maden banyosunun yüzeyini örtebilmesi için, özgül ağırlığı alüminyum ve alaşımlarının özgül ağırlığından daha küçük olmalıdır.
4) Kaynak alevinin tesiriyle dekapanın kaynak yerinden kalkmaması için iyi bir yapışma kabiliyetine sahip olmalıdır.
5) Kaynak esnasında kısmen buharlaşan ve gaz haline geçen dekapanın buharları zahirli olmamalıdır.
6) Kaynak dikişini korozyona teşvik etmemelidir.
7) Aynı dekapan mümkün olduğu kadar birbirine yakın alaşımlar için kullanılmalıdır.
Toz halinde dekapan kullanmadan önce kireçsiz saf su ile karıştırılarak lapa haline getirilir. Kireçli su dekapanın tesir kabiliyetini düşürür. Bu suretle hazırlanan lapa, daha önce iyice temizlenmiş olan kayak ağızlarına ve kaynak çubuğuna bir kış fırça ile sürülür. Kaynaktan evvel parçalar bağlanırken sadece kaynak çubuğuna sürmek kafidir.
2.9.1.2 Kaynak Çubukları ve Kaynak Kabiliyetleri
Alüminyum ve alaşımlarının kaynağında kullanılan kaynak çubuklarının, esas malzeme ile aynı karışımda olması gerekir. farklı bir karışım seçildiği zaman, geçiş bölgesinde bazı hatalar meydana geldiği gibi, farklı ergime dereceleri dolayısıyla kaynak işlemi de zor yapılır. Aynı zamanda çeşitli elemanların birbirleriyle temasları neticesi korozyonu doğuran sebep ortaya çıkar.
Saf alüminyum kaynağında aynı karışımlı veya az miktarda titan ihtiva ede alaşımlar kullanılır. Titan ince taneli bir yapının meydana gelmesine neden olur.
Saf madenler, sabit bir ergime veya katılaşma sıcaklığına sahiptir. Buna karşılık, alaşımlar bir katılaşma veya ergime aralığına sahiptir. Bu aralığı ergime ve katılaşma eğrileri sınırlandırılmıştır. Bu enterval dahilinde alaşımlar, kısmen sıvı kısmen de katı haldedirler. Alaşımların kaynak kabiliyeti de bu aralığın büyüklüğüne bağlıdır. Alüminyum alaşımlarından ergime aralığı büyük olanlar zor ve küçük olanlar da kolay kaynak yapılabilir. Yani alaşım içersindeki bulunan alaşım elemanlarının yüzde miktarı arttıkça, kaynak kabiliyetleri de zorlaşır. Fakat ötektik alaşımlarda müstesna teşkil ederler. Zira ötektik alaşımlarda da saf madenler gibi muayen scıaklıkta ergir ve katılaşır.
Soğuk çekilen veya ısıl işlemle sertleştirilen bir malzemenin kaynağından, alevin tesiriyle dikişin yanındaki bölgelerde mekanik özellikler düşer. Bu suretle yumuşamış bölgede elde edilir. Bu yumuşayan bölgenin genişliği, saçın kalınlığına ve kaynağın icra şekline bağlıdır. Bu genişlik ortalama 40-80 mm’dir.
2.9.2 Alüminyum ve Alaşımlarının Elektrik Ark Kaynağı (4)
Alüminyum ve alaşımlarda elektrik ark kaynağı bilahhsa kalın parçaları ve fazla miktarda harekete ihtiyaç gösteren konstrüksiyon elemanlarının birleştirilmesinde iyi sonuçlar verir. Ayrıca iş kaşe ve bindirme gibi oksikasetilen kaynağı ile yapılması zor dikişlerde bu şekilde kaynak edilir.
Alüminyum ve alaşımlarının elektrik ark kaynağında kullanılan bütün metal elektrodlar örtülüdür. Örtü maddesi de alüminyum ve alaşımlarının oksi-asetiken kaynağında kullanılan dekapanlarla hemen hemen aynı karışımda bulunur ve aynı vazifeyi görür.
İyi bir elektrod şu özelliklere sahip olması gerekir:
a) İyi bir tutuşma kabiliyetine sahip olmalı
b) Muntazam, sakın ve sıçrama yapmayan bir ergime kabiliyetine haiz bulunmalıdır.
c) Örtü, yüksek ark sıcaklığında buharlaşma dolayısıyla bozulmayan iyi bir tesir kabiliyetine sahip olmalıdır.
d) Kaynağı müteakip, örtünün teşkil ettiği curuf kolayca kalkabilmeli
e) Gözeneksiz bir dikiş temin etmeli
f) Örtü mümkün olduğu kadar az hogroskopik olmalı
g) Dikişin mukavemet özellikleri iyi olmalı
h) Örtü, kaynak yaparken meydana gelen alümini çözebilmeli
Kullanılan elektrodların çekirdek malzemelerinin, oksiasetilen kaynağında olduğu gibi, esas malzeme ile aynı karışımda olması istenir. AlCu ve AlZnCu gibi alaşımların kaynağında %5-12 Si’lu elektrodlar kullanılır. Mg ihtiva eden alaşımlar, gayet az veya hiç magnezyum bulunmayan elektrodlar kaynak yapılır.
2.9.2.1 Kaynak Bağlantısının Mukavemeti
Yumuşak alüminyum veya alüminyum alaşımlarında, dikişin mukavemeti daima esas malmzeme ile aynı değere erişir. Yalnız AlMg alaşımlarında küçük bir mukavemet düşmesi meydana gelir. Hadde alüminyum ile ısıl işlem neticesinde sertleşen alüminyum alaşımlarında kaynaktan sonra sıcaklığın tesis ettiği geçiş bölgelerinde sertlik ve mukavemette düşme olur. Sıcaklığın tesiri altında kalan ve yumuşayan geçiş mıntıkası, elektrik ark kaynağında, eksiasetilen kaynağına nazaran daha dardır. Eğer parça işlemeden önce bir ön ısıtmaya tabi tutulursa, bu bölge daha kırılma, sıcaklığın tesir ettiği bölgede olur. fakat bunun istisnaları mevcuttur. Mesela AlCuMg ve AlCu ve AlMg gibi ısıl işlemle sertleştirilen alaşımlarda kırılmanın dikişte olduğu da görülmüştür.
2.9.3 Alüminyum v e Alaşımlarının Koruyucu Gazla Ark Kaynağı (4)
Ark atom kaynağı metal elektronlarla yapılan elektrik ark kaynağın nazaran, 0,5mm gibi ince saçları birleştirme üstünlüğü vardır. Kaynak sürati, metal elektrodlarla yapılan ark kaynağından az ve oksi-asetilen kaynağından da iki misli daha yüksektir.
Ark atom kaynağında da oksi-asetilen kaynağında kullanılan aynı dekapanlar kullanılır. Tatbik edilen akım şiddeti, parça kalınlığına bağlıdır.
2.9.3.1 Ark Atom Kaynağının Üstünlükleri
1. Bu kaynak usulünde arkın meydana getirdiği yüksek ısı konsantrasyonu dolayısıyla, bazı durumda ön ısıtmaya gerek kalmadan kaynak yapılır.
2. Ergimiş maden banyosu, hidrojen gazı ile örtüldüğünde dikişi, havadaki oksijen ve azotun tesirinden korunur. Ayrıca, alaşım elemanlarının yanma yüzünden kaybı da önlenmiştir.
3. Normal elektrik ark kaynağı ile 2 mm’den ince saçların kaynağının yapılmasına karşın, ark atom kaynağında 0,5-2mm arasındaki saçları mükemmel kaynak yapmak mümkündür.
4. Arka atom kaynağında, oksi-asetilen kaynağına nazaran, daha dar bir tavlama sahası temin edilir. aynı zamanda tavlama süresi de daha kısadır.
2.9.3.2 Kaynak Dikişinin Mukavemeti
1 mm kalınlığında ve Amg7, AlMg9, AlMgSi ve AlCuMg alaşımları üzerinde yapılan deneylerde, ark atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin statik mukavemetleri, oksi-asetilen kaynağı ile bağlanan parçalardan daha yüksek olduğu görülmüştür. Bilhassa kıvrık olarak birleştirilen alın dikişlerinin mukavemetleri daha fazladır. Kaynak yapılmış dikişlerin uzamaları her iki kaynak usulünde birbirinden farklıdır. Bazı alaşımlarda ise ark atom kaynağında daha yüksek bazı alaşımlarda ise ark atom kaynağından daha fazladır.
Kaynak yapılmış ince dikişlerin kaynaktan sonra çekiçlemekle mukavemet özelliklerini ıslah etmek mümkündür.
Bununla beraber AlMgSi alaşımlarının, çekiçlemek suretiyle mukavemetin düşmesine bile sebep olur. AlCuMg alaşımlarında gerilmelerin doğuracağı çatlamalardan sakınmak için gayet dikkatli bir şekilde çekiçleme yapılması gerekir.
Ark atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin korozyon mukavemeti, genellikle iyidir. Yapı da oksi-asetilen kaynağına nazaran daha sıkıdır, ark atom kaynağı usulü ile birleştirilen saf alüminyum kaynak dikişlerinin korozyona karşı dayanıklılığı hemen hemen kaynak yapılmamış esas malzeme ile aynıdır.
2.9.4 Basınç Kaynağı (4)
A- çekiç Kaynağı
B- Elektrik Direnç Kaynağı
a) Nokta kaynağı
b) Dikiş kaynağı
c) Alın kaynağı
C- Argon atmosferi altında nokta kaynağı
3. SONUÇLARIN İREDELENMESİ
3.1. Isıl İşlem Yardımıyla Al-Cu Alaşımlarının Denge Diyagramında
İncelenmesi
Al alaşımları çökeltmek suretiyle daha sert ve daha mukavemetli bir yapı elde edilebilir. Al-Cu alaşımlarının islahı için denge diyagramından faydalanmak gerekir.
Şekil 5: Alüminyum-bakır denge diyagramıdüşey eksen sıcaklık yatak eksen %0-40 bakır ve %100-60 oranında alüminyumu ifade eder. Sıcaklığı 700 C civarında bulunan alaşım sıvılaşmış durumdadır. (1 numaralı nokta) ve Cu, alüminyumda tamamıyla erimiştir. Sıcaklık 645 C’ye (2) düşünce katılaşma başlar. Katılaşan alaşımın ilk kristalleri saf alüminyumdur. Soğuma devam ettikçe bu saf alüminyum kristalleri teşekkül edecek olan tanelerin çekirdekleri olacaktır. Alaşımı 625 C’ye kadar (3) soğutalım. Bu noktada alaşım kısmen sıvı kısmen katı halde bulunacaktır. Kısmen eriyikten katılaşarak ayrılan ve kısmen de suda kalan Cu miktarını diyagramdan faydalanarak hesaplamak mümkündür.
Alaşımı bu sıcaklıkta sabit tutarak, önce (3) noktasından soldaki B eğrisine yatay bir çizgi çizelim. B eğrisi katılaşma sonu noktalarını ifade eden sıcaklıkları gösterir (Solidüs) Buradan da yatay eksene dik inilerek Cu miktarı okunur (1,25). Bu miktar katıda bulunan Cu miktarıdır.
Sıvıda bulunan bakır miktarını bulmak için de (3) deb sağdaki A eprisine yatay çizilir. A eğrisi ise katılaşma başlangıcı, sıcaklıklarını gösterir. (likidüs) Bu eğriyi kesen noktadan dik inilerek bulunan değer henüz katılaşmaya başlayan Cu miktarını belli eder (yaklaşık %15). (3) ve (4) arasında daha alçak sıcaklıklarda oluşan kristaller, daha fazla bakır ihtiva ederler. Sıvı alaşımlarında bakır miktarı daha fazladır. Böylece A ve B eğrileri arasındaki alanda alaşım katı kısımla beraber sıvı eriyik halde bulunan karışımdan ibarettir. Buna katı eriyik adı verilir.
3.1.1 Yayınma ve Difüzyon
(4) noktasında alaşım tamamen katılaşmıştır. Buradan A eğrisine çizilen yatay çizginin eğriyi kestiği noktada yaklaşık %26 bakır ihtiva eden son katılaşma kristalleri bulunur. (4) noktasındaki alaşımın merkezinde saf alüminyum kristalleri, kenarından ise %26 bakır ihtiva eden kristaller bulunur. Halbuki esas alaşımın %3 bakırlı olması lazımdır. Alaşım soğurken B eğrisinin altında 548 C’de (5) noktasını inceleyelim. Herhangi bir metal, katı, sıvı, gaz hallerinden mutlaka en az birinde bulunur. Birçok metal gaz hallerinde mutlaka en az birinde bulunur. Birçok metal ise birden fazla hallerde bulunabilir. Bunlara faz denir. Al-Cu alaşımında beş faz mevcuttur.
1) A eğrisinin tam üzerinde bulunan ve ilk kristalleri verecek olan sıvı halidir.
2) A ve B eğrileri arasındaki alanda bulunan kısmen sıvı kısmen katı hali.
3) A eğrisinin yukarısında bulunan tamamen sıvı hali.
4) B eğrisinin tam üzerinde bulunan tamamen katı hali.
5) Yatay B eğrisinin altında C eğrisinin solunda bulunan katı fakat değişik hali.
(5) noktasına karşı gelen 548 C sıcaklığı sabit tutarsak oldukça yüksek bir sıcaklıktaki olaya katı olarak hızla yayınma denir. Yani tane sınırlarında bulunan büyük miktarda bakır, bütün tanelerin içine tesir ederek yayınır ve taneler aynı miktarda bakır ihtiva ederler.
3.1.2 Çökelme
C eğrisi bakır alüminit (CuAl2) ihtiva eden bir bileşik oluşumunun başlangıcını gösteren eğridir. Örneğimizde bu bileşik (6) noktasında karşı gelen 485 C’dan aşağı sıcaklıklarda %3’lük alaşımdan ayrılarak çökelmeye başlar. (7) noktasında bakır alüminat bileşiği halinde fazla miktarda bakır ayrılmıştır. Bu sıcaklıkta (450 derece) alaşımın yaklaşık %99’u içinde %25 bakır bulunan, bakır alüminyum karışımından ibarettir. Geriye kalan bakır, bakır alüminit şeklinde çökelen bileşikte daha fazla miktarda bakır bulunmaktadır. Alaşımın mukavemetini arttırmak için çökelen bileşiklerin iriliklerini, dağılışlarını dikkatle takip ve kontrol etmek gerekir.
3.1.3 Su Verme
Al alaşımlarının mukavemetini artırmak için gereken ısıl işlemleri incelersek:
A) Yapılacak ilk iş alaşımın denge diyagramını inceleyerek sıcaklığın B ve C eğrilerinin solundaki sahaya ve gereken özel sıcaklığa çıkartmaktır. Bu işlemde çökelekler erir ve istenilen şekilde yeniden çökelmeye uygun olurlar.
B) Erime olayının bütün parçayı etkilemesi için bu özel sıcaklıkta, belirli bir süre tutulması gerekir.
C) Özel sıcaklıkta belirli bir süre tutulan parça hızla soğuk suya daldırılır. Bu işleme su verme denir.
Alaşım yüksek sıcaklıkta stabil olan bir katı eriyik halinde yeterli derecede hızla soğutulursa, stabil olan katı eriyik halinde ayrışmalar ve değişmeler meydana gelmez. Böylece alaşımın yüksek sıcaklıktaki stabil olan hali alçak sıcaklıkta da aynen elde edilir ve yüksek sıcaklıktaki özelliklerinden faydalanılır. Mesela, şekildeki (5) noktasından (8) noktasına kadar yavaş yavaş soğursa Al-Cu katı eriyğinden Bakır Alüminit bileşiği ayrılır. Soğuma hızı yeter dereceden Bakır Alüminit bileşiği ayrılır. Soğuma hızı yeter derecede büyük olursa Cu atomları bakır alüminit bileşiğini teşkil etmek için gruplar halinde toplanırlar ve bu vaziyette kalırlar veya sözü geçen molekülleri teşkil ederler. Her iki halde de katı eriyik kafesinin şekil değiştirme kabiliyetini yükseltmek gayesiyle sertleştirir. Bu sertleşmeye ayrışma sertleşmesi denir.
3.2 Soğuk Şekil Değiştirmeye Uğramış Alüminyum Alaşımlarında
Kaynaktan Sonraki İnceleme
Parça önceden bir ısıl işleme tabii tutulmadığı yani sertliği arttırılmadığından kaynaktan sonra sertliğinde fazla bir düşüş meydana gelmemiştir. Ancak kaynak esnasında ısı tesiri altında kalmış bölgelerde bir sertlik düşüşü görülmektedir. Daha sonra yapılan ısıl işlemler sonucu elde edilebilecek sertlik değerlerine ulaşılmıştır.
1. Bölgede yönlenmiş taneler mevcut. Nedeni= Yönlenmiş soğuma Dolgu kısmında yönlenmiş büyük taneler vardır. eğer katılaşma sırasında soğuma belirli bir yönsellik gösteriyorsa su transferinin olduğu yönde taneler uzar.
2. Bölgede: Soğuma zamanı arttıkça taneler irileşir. Burası kaynak dolgusuna en yakın bölgedir. Biraz daha uzak olan bölgede taneler incedir.
3. Bölge: Rekristalizasyon bölgesidir. Oluşması için deformasyona uğramsı gerekir. birden fazla faza sahip olmalıdır.
4. Bölge: Bu bölgede ısı etkisi sonucu bir değişim meydana gelmez.
Haltpecth Kanunu:
s = so + k.D-1/2
Tane çapı küçüldükçe çok kristalde çekme mukavemeti artar sertlik artar. İri taneli yapı kırılgan, düşük mukavemetlidir. İnce taneli yapı ise mukavim ve toktur.
Burada kullanılan elektrod tel Al-Si alaşımlıdır. Kullanılan kaynak metodu Argon (gazlatı) kaynağıdır.
Burada 2024, 2014 alüminyum alaşımlarında eğrilerde de görüldüğü gibi HaltPecth kanununa göre bir değişim görülmektedir. Değişime uğrayan bölge 40-50 mm civarındadır.
7178 alüminyum alaşımında 40-50 mm civarında fazla bir değişme göstermemiştir. Ancak kaynak dolgusunun olduğu yerde sertlikte büyük bir düşüş meydana gelmiştir. Bunun nedeni kullanılan dolgu telinin Al-Si olmamasıdır. Burada Mg’lu tel kullanılmış olsaydı bu düşüş gözlenmezdi.
Bu alüminyum alaşımları kaynaktan sonra ısıl işleme tabii tutarsak homojen bir sertlik değişimi elde ederiz.
Kaynak sırasında alüminyum ısıl iletkenliği yüksek olduğundan değişime uğrayan bölge büyüktür. Yapılan incelemede kaynak yapılmadan önceki sertlik değerine kaynak dikişinden 100-150 mm uzaklıkta elde edilmiştir.
Soğuk şekil değiştirmiş alüminyum alaşımları uygun dolgu teli ile yapılacak kaynaktan sonra homojen bir yapı için ısıl işleme tabii tutmak gerekir. Bu yapılmazsa, kaynak bölgesi ve etkilenmiş bölgede mukavemet değişimi gözlenir. İstenmeyen durumlar meydana gelebilir.
3.3 Solüsyona Alınmış Alüminyum Alaşımlarında Kaynak Sonrası İnceleme
Numune, solüsyona alındıktan sonra kaynak yapılmış alüminyum alaşımlarında kaynaktan önceki sertlik değerlerine ulaşılamamıştır. Isı iletiminin yüksek olması nedeniyle kaynak bölgesinde sertlik düşüşü meydana gelmiştir. Bunun en önemli nedeni solüsyona alınmış malzemede taneler küçüktür. Ancak kaynak işleminden sonra ısı iletimi sonucu, taneler kaynak bölgesine yakın yerlerde büyük olarak karşımıza çıkıyor. HaltPErch kanununa göre taneler büyüdükçe sertlik ve mukavemet azalmıştır.
Soğuk şekil değiştirme derecesi, yeterli olması sonucu taneler solüsyona alma ısıl işleminden sonra büyük oldukları görülür. Ancak kaynak işleminden sonra kaynak bölgesinde ısınma ve havada soğuma sonucunda yumuşama görülmüştür. Solüsyona alma işleminde yapıda çözünmüş olarak bulunan bakır kaynaktan sonra büyük boyutlu q taneleri olarak çökelerek yumuşama meydana gelmiştir.
3.4 Yaşlanma İşlemi Görmüş Alüminyum Alaşımlarında Kaynak Sonrası
İnceleme
Suni olarak yaşlandırılarak maksimum sertliğe çıkarılan alüminyum alaşımlarında, kaynak işlemi sonucu kaynak bölgesi ve etkilenmiş sertlikte büyük bir düşüş olduğu görülmüştür .
Maksimum sertliğin elde edildiği süreden az bir süre malzeme yaşlandırılırsa sertlik düşer. Burada da bu olay meydana gelmiştir. Kaynak sırasında malzeme ısınmıştır. Maksimum sertlik süresinden az bir süre belli sıcaklıkta kalmıştır. Bunun sonucu olarak malzemede kaynak bölgesinde yumuşama meydana gelmiştir.
Isıl işlem sonucu istenen mukavemete kaynak işleminden sonra ısıl işlem yapılarak ulaşılabilir. Kaynaktan önce yapılan ısıl işlem kaynaktan sonra bir özeliği olmaz. Yani istenilen mukavemet değerlerine ulaşmaz. Kaynaktan sonra tekrar malzeme ısıl işleme tabi tutulsa bile başlangıçtaki mukavemet değerlerini elde edemeyiz. Çünkü kaynaktan sonra kaynak bölgesinde sertlik düşük kaynaktan önce yapılan ısıl işlem sonucu yüksektir. Sonradan yaşlandırma işlemi yapılırsa kaynak bölgesi ile etkilenmiş bölge arasında bir sertlik farklılığı görülür. İstenilen homojen bir sertlik elde edilemez. Yani kaynak bölgesine aşırı yaşlanma olayı meydana gelir.
Alaşımı bu sıcaklıkta sabit tutarak, önce (3) noktasından soldaki B eğrisine yatay bir çizgi çizelim. B eğrisi katılaşma sonu noktalarını ifade eden sıcaklıkları gösterir (Solidüs) Buradan da yatay eksene dik inilerek Cu miktarı okunur (1,25). Bu miktar katıda bulunan Cu miktarıdır.
Sıvıda bulunan bakır miktarını bulmak için de (3) deb sağdaki A eprisine yatay çizilir. A eğrisi ise katılaşma başlangıcı, sıcaklıklarını gösterir. (likidüs) Bu eğriyi kesen noktadan dik inilerek bulunan değer henüz katılaşmaya başlayan Cu miktarını belli eder (yaklaşık %15). (3) ve (4) arasında daha alçak sıcaklıklarda oluşan kristaller, daha fazla bakır ihtiva ederler. Sıvı alaşımlarında bakır miktarı daha fazladır. Böylece A ve B eğrileri arasındaki alanda alaşım katı kısımla beraber sıvı eriyik halde bulunan karışımdan ibarettir. Buna katı eriyik adı verilir.
3.1.1 Yayınma ve Difüzyon
(4) noktasında alaşım tamamen katılaşmıştır. Buradan A eğrisine çizilen yatay çizginin eğriyi kestiği noktada yaklaşık %26 bakır ihtiva eden son katılaşma kristalleri bulunur. (4) noktasındaki alaşımın merkezinde saf alüminyum kristalleri, kenarından ise %26 bakır ihtiva eden kristaller bulunur. Halbuki esas alaşımın %3 bakırlı olması lazımdır. Alaşım soğurken B eğrisinin altında 548 C’de (5) noktasını inceleyelim. Herhangi bir metal, katı, sıvı, gaz hallerinden mutlaka en az birinde bulunur. Birçok metal gaz hallerinde mutlaka en az birinde bulunur. Birçok metal ise birden fazla hallerde bulunabilir. Bunlara faz denir. Al-Cu alaşımında beş faz mevcuttur.
1) A eğrisinin tam üzerinde bulunan ve ilk kristalleri verecek olan sıvı halidir.
2) A ve B eğrileri arasındaki alanda bulunan kısmen sıvı kısmen katı hali.
3) A eğrisinin yukarısında bulunan tamamen sıvı hali.
4) B eğrisinin tam üzerinde bulunan tamamen katı hali.
5) Yatay B eğrisinin altında C eğrisinin solunda bulunan katı fakat değişik hali.
(5) noktasına karşı gelen 548 C sıcaklığı sabit tutarsak oldukça yüksek bir sıcaklıktaki olaya katı olarak hızla yayınma denir. Yani tane sınırlarında bulunan büyük miktarda bakır, bütün tanelerin içine tesir ederek yayınır ve taneler aynı miktarda bakır ihtiva ederler.
3.1.2 Çökelme
C eğrisi bakır alüminit (CuAl2) ihtiva eden bir bileşik oluşumunun başlangıcını gösteren eğridir. Örneğimizde bu bileşik (6) noktasında karşı gelen 485 C’dan aşağı sıcaklıklarda %3’lük alaşımdan ayrılarak çökelmeye başlar. (7) noktasında bakır alüminat bileşiği halinde fazla miktarda bakır ayrılmıştır. Bu sıcaklıkta (450 derece) alaşımın yaklaşık %99’u içinde %25 bakır bulunan, bakır alüminyum karışımından ibarettir. Geriye kalan bakır, bakır alüminit şeklinde çökelen bileşikte daha fazla miktarda bakır bulunmaktadır. Alaşımın mukavemetini arttırmak için çökelen bileşiklerin iriliklerini, dağılışlarını dikkatle takip ve kontrol etmek gerekir.
3.1.3 Su Verme
Al alaşımlarının mukavemetini artırmak için gereken ısıl işlemleri incelersek:
A) Yapılacak ilk iş alaşımın denge diyagramını inceleyerek sıcaklığın B ve C eğrilerinin solundaki sahaya ve gereken özel sıcaklığa çıkartmaktır. Bu işlemde çökelekler erir ve istenilen şekilde yeniden çökelmeye uygun olurlar.
B) Erime olayının bütün parçayı etkilemesi için bu özel sıcaklıkta, belirli bir süre tutulması gerekir.
C) Özel sıcaklıkta belirli bir süre tutulan parça hızla soğuk suya daldırılır. Bu işleme su verme denir.
Alaşım yüksek sıcaklıkta stabil olan bir katı eriyik halinde yeterli derecede hızla soğutulursa, stabil olan katı eriyik halinde ayrışmalar ve değişmeler meydana gelmez. Böylece alaşımın yüksek sıcaklıktaki stabil olan hali alçak sıcaklıkta da aynen elde edilir ve yüksek sıcaklıktaki özelliklerinden faydalanılır. Mesela, şekildeki (5) noktasından (8) noktasına kadar yavaş yavaş soğursa Al-Cu katı eriyğinden Bakır Alüminit bileşiği ayrılır. Soğuma hızı yeter dereceden Bakır Alüminit bileşiği ayrılır. Soğuma hızı yeter derecede büyük olursa Cu atomları bakır alüminit bileşiğini teşkil etmek için gruplar halinde toplanırlar ve bu vaziyette kalırlar veya sözü geçen molekülleri teşkil ederler. Her iki halde de katı eriyik kafesinin şekil değiştirme kabiliyetini yükseltmek gayesiyle sertleştirir. Bu sertleşmeye ayrışma sertleşmesi denir.
3.2 Soğuk Şekil Değiştirmeye Uğramış Alüminyum Alaşımlarında
Kaynaktan Sonraki İnceleme
Parça önceden bir ısıl işleme tabii tutulmadığı yani sertliği arttırılmadığından kaynaktan sonra sertliğinde fazla bir düşüş meydana gelmemiştir. Ancak kaynak esnasında ısı tesiri altında kalmış bölgelerde bir sertlik düşüşü görülmektedir. Daha sonra yapılan ısıl işlemler sonucu elde edilebilecek sertlik değerlerine ulaşılmıştır.
1. Bölgede yönlenmiş taneler mevcut. Nedeni= Yönlenmiş soğuma Dolgu kısmında yönlenmiş büyük taneler vardır. eğer katılaşma sırasında soğuma belirli bir yönsellik gösteriyorsa su transferinin olduğu yönde taneler uzar.
2. Bölgede: Soğuma zamanı arttıkça taneler irileşir. Burası kaynak dolgusuna en yakın bölgedir. Biraz daha uzak olan bölgede taneler incedir.
3. Bölge: Rekristalizasyon bölgesidir. Oluşması için deformasyona uğramsı gerekir. birden fazla faza sahip olmalıdır.
4. Bölge: Bu bölgede ısı etkisi sonucu bir değişim meydana gelmez.
Haltpecth Kanunu:
s = so + k.D-1/2
Tane çapı küçüldükçe çok kristalde çekme mukavemeti artar sertlik artar. İri taneli yapı kırılgan, düşük mukavemetlidir. İnce taneli yapı ise mukavim ve toktur.
Burada kullanılan elektrod tel Al-Si alaşımlıdır. Kullanılan kaynak metodu Argon (gazlatı) kaynağıdır.
Burada 2024, 2014 alüminyum alaşımlarında eğrilerde de görüldüğü gibi HaltPecth kanununa göre bir değişim görülmektedir. Değişime uğrayan bölge 40-50 mm civarındadır.
7178 alüminyum alaşımında 40-50 mm civarında fazla bir değişme göstermemiştir. Ancak kaynak dolgusunun olduğu yerde sertlikte büyük bir düşüş meydana gelmiştir. Bunun nedeni kullanılan dolgu telinin Al-Si olmamasıdır. Burada Mg’lu tel kullanılmış olsaydı bu düşüş gözlenmezdi.
Bu alüminyum alaşımları kaynaktan sonra ısıl işleme tabii tutarsak homojen bir sertlik değişimi elde ederiz.
Kaynak sırasında alüminyum ısıl iletkenliği yüksek olduğundan değişime uğrayan bölge büyüktür. Yapılan incelemede kaynak yapılmadan önceki sertlik değerine kaynak dikişinden 100-150 mm uzaklıkta elde edilmiştir.
Soğuk şekil değiştirmiş alüminyum alaşımları uygun dolgu teli ile yapılacak kaynaktan sonra homojen bir yapı için ısıl işleme tabii tutmak gerekir. Bu yapılmazsa, kaynak bölgesi ve etkilenmiş bölgede mukavemet değişimi gözlenir. İstenmeyen durumlar meydana gelebilir.
3.3 Solüsyona Alınmış Alüminyum Alaşımlarında Kaynak Sonrası İnceleme
Numune, solüsyona alındıktan sonra kaynak yapılmış alüminyum alaşımlarında kaynaktan önceki sertlik değerlerine ulaşılamamıştır. Isı iletiminin yüksek olması nedeniyle kaynak bölgesinde sertlik düşüşü meydana gelmiştir. Bunun en önemli nedeni solüsyona alınmış malzemede taneler küçüktür. Ancak kaynak işleminden sonra ısı iletimi sonucu, taneler kaynak bölgesine yakın yerlerde büyük olarak karşımıza çıkıyor. HaltPErch kanununa göre taneler büyüdükçe sertlik ve mukavemet azalmıştır.
Soğuk şekil değiştirme derecesi, yeterli olması sonucu taneler solüsyona alma ısıl işleminden sonra büyük oldukları görülür. Ancak kaynak işleminden sonra kaynak bölgesinde ısınma ve havada soğuma sonucunda yumuşama görülmüştür. Solüsyona alma işleminde yapıda çözünmüş olarak bulunan bakır kaynaktan sonra büyük boyutlu q taneleri olarak çökelerek yumuşama meydana gelmiştir.
3.4 Yaşlanma İşlemi Görmüş Alüminyum Alaşımlarında Kaynak Sonrası
İnceleme
Suni olarak yaşlandırılarak maksimum sertliğe çıkarılan alüminyum alaşımlarında, kaynak işlemi sonucu kaynak bölgesi ve etkilenmiş sertlikte büyük bir düşüş olduğu görülmüştür .
Maksimum sertliğin elde edildiği süreden az bir süre malzeme yaşlandırılırsa sertlik düşer. Burada da bu olay meydana gelmiştir. Kaynak sırasında malzeme ısınmıştır. Maksimum sertlik süresinden az bir süre belli sıcaklıkta kalmıştır. Bunun sonucu olarak malzemede kaynak bölgesinde yumuşama meydana gelmiştir.
Isıl işlem sonucu istenen mukavemete kaynak işleminden sonra ısıl işlem yapılarak ulaşılabilir. Kaynaktan önce yapılan ısıl işlem kaynaktan sonra bir özeliği olmaz. Yani istenilen mukavemet değerlerine ulaşmaz. Kaynaktan sonra tekrar malzeme ısıl işleme tabi tutulsa bile başlangıçtaki mukavemet değerlerini elde edemeyiz. Çünkü kaynaktan sonra kaynak bölgesinde sertlik düşük kaynaktan önce yapılan ısıl işlem sonucu yüksektir. Sonradan yaşlandırma işlemi yapılırsa kaynak bölgesi ile etkilenmiş bölge arasında bir sertlik farklılığı görülür. İstenilen homojen bir sertlik elde edilemez. Yani kaynak bölgesine aşırı yaşlanma olayı meydana gelir.
aliminyum ve özellikleri
Alüminyum element olarak 13 atom numarası, 26,98 atom ağırlığı ve 2,7 gr/cm3 özgül ağırlığa sahip oldukça hafif bir metaldir. Kristal yapıda 12 koordinasyon sayısına ve birim hücrede 4 atom bulunan yüzey merkezli kübik yapıya, 25 °C de 4.049596 x 10-10 m kafes parametresine, 660 °C ergime sıcaklığına ve 2330 °C kaynama sıcaklığına sahiptir. Çeliğin yaklaşık üçte bir yoğunluğuna, iyi ısı, elektrik iletkenliği ve krozyon direncine sahip olup, manyetik ve zehirli olmayan, oldukça endüstriyel kullanım alanı bulmuş bir metaldir. Her ne kadar ticari saflıktaki alüminyum ve özellikle yüksek saflıktaki alüminyum tam tavlanmış şartlarda çok yumuşak olmasına rağmen, alasımlama ve şekil değiştirme sertleşmesi, eriyiğe sokma ısı işlemi, çökelme sertleşmesi gibi çok yönlü işlemler ile mukavemeti arttırılabilir. Alüminyum birçok element ile alaşımlanabilmekle beraber nispeten az sayıda element, ajna alaşım elementi olarak hizmet etmek için yeterince katı eriyebiliriğe sahiptir. Genel olarak kullanılan elementi erden sadece Cu, Zn, Mg ve Si yüksek çözünürlüğe sahiptir ve çökelme sertleşmesinde önemli rol oynamaktadır. Bazı elementlerin alüminyum içinde katı çözünürlüğü Tablo 3’de verilmiştir. Bununla beraber % Tin altında çözünürlüğe sahip birçok diğer element alaşım özelliklerinde önemli gelişmelere katkıda bulunmaktadır. Fe, Cr, Mn ve Zr gibi birçok geçiş elementleri, toparlanma ve yeniden kristalleşme kontrolü ile tane yapısında Önemli gelişmeler sağlamak üzere intermetalik bileşikler oluşturmak için öncelikle kulanılmaktadır.
Mekanik özellikler dışında saf alüminyumun düşük akıcılığı katılaşma ve karılaşmadan hemen sonra çatlamaya neden sıcak yırtılma eğilimi nedeniyle, bu malzemeden döküm yoluyla sağlam parça elde etmek oldukça güçtür. Bu nedenle alüminyum farklı gereksinimleri karşılamak üzere değişik elementler ile alaşımlandınlmaktadır. Alüminyum alaşımları sıvı halde hidrojen absorsiyonuna çok duyarlı olup, katı halde çözünürlüğü çok düşüktür. Hidrojen, alüminyumda sıvı halde hissedilir şekilde çözünen tek gazdır. Metalm oksijene olan afinitesi nedeniyle. Eşitlik (2.1)'de görüldüğü gibi hidrojenin ana kaynağı, sıvı ile temas halindeki atmosferde bulunan su buharının indirgenmesidir.
3H20+2Al à 6+A1A (2.1)
Sıcaklık yükseldikçe hidrojenin çözünürlüğü üssel olarak artmaktadır. Metalin gaz almasını en aza indirmek için ergitme sırasında aşın ısıtmadan kaçınılmalıdır. Değişik alüminyum alaşımları gaz alma yönünden farklı duyarlılıklar göstermektedir, şayet giderilmesi sağlanamazsa gaz porozitesine neden olmaktadır. Alüminyum alaşımlarında başlıca alaşım elementlerinden silisyum ve bakır miktan artarken hidrojen çözünürlüğü azalmaktadır. Diğer taraftan magnezyum, hidrojen çözünürlüğünü arttırmaktadır.
Hidrojenin çözünürlüğü katılaşma sıcaklığında hızla düşmekte, katılaşma sırasında sıvıdan kovulmakta ve poroziteye neden olmaktadır. Alüminyum alaşımlarında nispeten yüksek katılaşma çekmesi bu problemi daha du şiddetlendirmektedir. Katılaşma ilerlerken sıvıda hidrojen içeriği artmakta ve sonuçta çozünebilirlik sınırını aşmaktadır. Bu noktada ideal olarak bir gözenek çekirdeklenmesi gerekmektedir, ancak bir gözeneğin oluşumu için yeni bir yüzeyin oluşması gerekmektedir.
Mekanik özellikler dışında saf alüminyumun düşük akıcılığı katılaşma ve karılaşmadan hemen sonra çatlamaya neden sıcak yırtılma eğilimi nedeniyle, bu malzemeden döküm yoluyla sağlam parça elde etmek oldukça güçtür. Bu nedenle alüminyum farklı gereksinimleri karşılamak üzere değişik elementler ile alaşımlandınlmaktadır. Alüminyum alaşımları sıvı halde hidrojen absorsiyonuna çok duyarlı olup, katı halde çözünürlüğü çok düşüktür. Hidrojen, alüminyumda sıvı halde hissedilir şekilde çözünen tek gazdır. Metalm oksijene olan afinitesi nedeniyle. Eşitlik (2.1)'de görüldüğü gibi hidrojenin ana kaynağı, sıvı ile temas halindeki atmosferde bulunan su buharının indirgenmesidir.
3H20+2Al à 6+A1A (2.1)
Sıcaklık yükseldikçe hidrojenin çözünürlüğü üssel olarak artmaktadır. Metalin gaz almasını en aza indirmek için ergitme sırasında aşın ısıtmadan kaçınılmalıdır. Değişik alüminyum alaşımları gaz alma yönünden farklı duyarlılıklar göstermektedir, şayet giderilmesi sağlanamazsa gaz porozitesine neden olmaktadır. Alüminyum alaşımlarında başlıca alaşım elementlerinden silisyum ve bakır miktan artarken hidrojen çözünürlüğü azalmaktadır. Diğer taraftan magnezyum, hidrojen çözünürlüğünü arttırmaktadır.
Hidrojenin çözünürlüğü katılaşma sıcaklığında hızla düşmekte, katılaşma sırasında sıvıdan kovulmakta ve poroziteye neden olmaktadır. Alüminyum alaşımlarında nispeten yüksek katılaşma çekmesi bu problemi daha du şiddetlendirmektedir. Katılaşma ilerlerken sıvıda hidrojen içeriği artmakta ve sonuçta çozünebilirlik sınırını aşmaktadır. Bu noktada ideal olarak bir gözenek çekirdeklenmesi gerekmektedir, ancak bir gözeneğin oluşumu için yeni bir yüzeyin oluşması gerekmektedir.
Tablo 3. Bazı Elementlerin Alüminyum İçinde Katı Çözünürlüğü
Bu yüzey engeli nedeniyle, sıvıda hidrojen içeriği, gözeneklerin oluşmaya başlayacağı maksim tun değere ulaştığı çözünebilirlik sınırı üzerine kadar artmaya devam eder. Bu noktada gözenekler çekirdeklenmeye başlar, başta dendirit kökleri veya inklizyonlar gibi diğer heterojen noktalarda meydana gelebilmektedir. Gözeneğin çekirdeklenmesi ile birlikte hızlı bir büyüme olur ve sıvıda hidrojen içeriği azalır, daha sonra gözenek dendirit kolundan ayrılır ve büyüme için deodiritler arası bölgeden daha büyük alan bulunan taneler arası bölgeye hareket eder. Bu sıradaki büyüme nispeten daha düşük hızda gerçekleşir. Sıvıda bulunan inklizyonlar, gözenekler için heterojen çekirdeklerime noktalan meydana getirir ve gözenek oluşumunu teşvik eder. Az miktarda inklizyon bulunması durumunda dahi porozite oluşumu için kritik hidrojen içeriği oldukça düşmektedir. İnklizyonlann bulunmaması durumunda, gaz kabarcığı oluşturmak amacıyla ilk hidrojen moleküllerinin birleşmesi sağlayacak yüzey gerilimi kuvvetinin aşılması için, aşırı derecede yüksek gaz basıncına gereksinim bulunmakladır. İnklizyonların porozite ve mekanik özellikleri düşürme dışında, düşük akıcılık ve işlenebilirlik, zayıf yüzey kalitesi ve basınç sızdırmazlığını kaybetmesi gibi ciddi olumsuz etkileri bulunmaktadır. Gaz oluşumunun engelenmesi veya giderilmesi için koruyucu örtü kullanımı, vakura altında ergitim veya ticari gaz gidericilerin kullanımı, vakum altında döküm, ultrasonic vibrasyon ve sıvı içerisinden inert gaz kabarcıklarının geçirilmesi gibi yöntemler kullanılmaktadır. Sıvı içerisinden gaz geçirmek için döner başlığın kullanıldığı etkin gaz giderme yöntemlerinde, süreye ve başlık dönme hızına bağlı olarak boron ve stronsyumun kayba uğradığı tespit edilmişrir. Alüminyumun oksidasyonu, oda sıcaklığında kolaylıkla gerçekleşebilen ve malzemeyi daha fazla oksidasyondan koruyan alüminyum oksit filmi oluşturan bir reaksiyondur. Sıcaklıktaki artış ile oksidasyon artmakta ve sıvı alüminyum hemen yoğun bir oksit filmi meydana getirmektedir. Sıvı alüminyumda, alüminyum oksit (2.1) nolu eşitlikte belirtilen reaksiyona göre gerçekleşmekledir. Sıvı içerisinde alüminyum oksit oluşumunun nedenleri, temizlik yönünden uygun olmayan malzeme kullanımı, metalin türbülanslı transferi, ergitme ünitesi ve potalar içerisinde dikkatsiz karıştırmadır. Alüminyum oksit sıvı alüminyumdan daha yüksek yoğunluğa sahiptir. Buna rağmen alüminyum oksitin gözenekli olması ve gözenekler içerisinde yakalanmış bir miktar gaz bulunması nedeniyle sıvıdan ayrılmamakta, askıda kalmakta ve yüzmektedir. Al2O3 2050 °C’de ergir ve 2250 °C’de kaynamaktadır, bu yüzden sıvı alüminyum içerisinde çözünmemektedir. Tüm diğer döküm malzemelerde olduğu gibi özellikle mekanik özellikler açısından dendirit kollan arası mesafe, tamamen homojen bir yapı elde etmek için ergiyik elementlerin difüz etmesi gereken mesafeyi belirlemesi nedeniyle büyük önem taşımaktadır. İkincil dendirit kollan arası mesafe, temel olarak alaşım bileşimi, soğuma hızı, bölgesel katılaşma zamanı ve sıcaklık gradyantı tarafından belirlenmektedir. Aynca ikincil dendirit kolları arası mesafe döküm parçada porozite ve intermetalik partiküllerin dağılımını kontrol eder. Segregasyon oranının, dendiritler arası bölgedeki maksimum konsantrasyonun dendirit kökündeki minimum konsantrasyona oranı olması nedeniyle, dendirit kollan arası mesafe ile doğrudan ilgilidir. Bu mesafe azalırken, porozite ve ikinci faz elemanları daha ince ve düzgün olarak dağılmaktadır. Mikroyapıdaki bu incelme mekanik özelliklerde önemli gelişmeler sağlanmaktadır. Tipik bir örnek olarak Al-%7 Si-%0.5 Mg alaşımında 100 µm dendirit aralığına sahip bir malzemede 46.000 Psi maksimum çekme dayanımı, 42.000 Psi akma dayanımı, % 1 uzama elde edilirken, 35 µm dendirit aralığına sahip aynı malzemede 52.000 Psi maksimum çekme dayanımı, 42.000 Psı akma dayanımı ve % 11 uzama elde edilmiştir. Ayrıca sıvı metale uygulanan tane inceltme işlemi, porozitenin azaltılması ve yeniden dağılımı, sıcak yırtılma direncinin ve besleme özelliklerinin geliştirilmesi gibi birçok avantaj sağlamaktadir. Alüminyum döküm alaşımlarında tane yapısının kontrolü için titanyum veya Ti-B master alaşımları veya TiC parçacıkları ile inceltme işlemi yapılır. Alaşıma tane inceltme işlemi uygulandığı zaman dendiritik ağ kırılarak, küçük eşeksenli tanelere dönüşür ve bu dendirit kırıkları döküm parça içerisinde hareket eder ve bu şekilde beslemeye önemli katkı yapar.
Kaydol:
Kayıtlar (Atom)
Kayıtlar
