1

KAYNAK

METALURJİSİ

(DERS NOTLARI)

PROF.DR.ADEM KURT

Ankara, 2013

2

KAYNAK METALURJİSİ

1. GĠRĠġ

Kaynağın pratik olarak yapımında önemli safhalardan birisi

de genel metalurji alanıdır. Kaynak dıştan görünüşte, şekil

sürekliliği gösteren bir birleştirme yöntemidir. Gerçekten kaynak

kesitine karşıdan bakıldığında, hele kaynak yerinin alt ve üst kısmı

da tesviye edilmiş ise sanki ek yeri yokmuş gibi görünür. Ancak bu

görünüş aldatıcı bir görünüştür. Kaynakta bir ergime ve katılaşma

olayı gerçekleştiğinden çıplak gözle görülmeyen bir kısım

metalurjik olaylar devreye girmektedir.

Ergitme kaynağı genellikle yüksek kalitedeki döküm

işlemine benzer. Kaynakta da bütün problemler normal olarak

metal dökümlerde olduğu gibi görülmektedir. Metal dökümlerde

ergitme kaynağındaki, genleşme, çekilme (büzülme), birleşme

durumları, kristal büyümesinin büyük önemi vardır.

Bu nedenle kaynak sırasında meydana gelen metalurjik

olayları söylemeden önce genel metalurji ile ilgili temel

sayılabilecek bilgilerin hatırlanması kaynak metalurjisinin

anlatılma ve anlaşılmasında yardımcı olacaktır.

BÖLÜM 1

3

2. GENEL METALURJĠ

2.1. Metallerin Yapısı

Metallerin yapısına geçmeden önce bazı terimlerin kısaca

tanımlanması faydalı olacaktır. Bu terimler element, bileşikler

karışım ve atomdur.

Element bir madde olarak yalnız kendisinden oluşmaktadır.

Yani element maddenin % 100 saf hali olup içerisinde herhangi bir

katkı yoktur. Örneğin Fe, Cu, Au, O, H ve S birer elementtir.

BileĢik iki veya daha fazla elementin belirli bir oranda

birleşmesinden meydana gelir. Su örneğinde olduğu gibi (H2O), su

bir kısım oksijen ile iki kısım hidrojen birleşmesinden meydana

gelir.

Bir karıĢım metalin yapısı iki veya daha fazla element veya

bileşiklerden oluşur. Karışımda herhangi bir oran aranmaksızın

yapılmaktadır. Karışımdaki her madde kendi karekteristiğini taşır.

Atom elementlerin özelliklerini taşıyan en küçük

parçalarına denir. Fizik ilmine göre atom nötron, proton ve

elektronlardan oluşur. Pozitif ve negatif elektrik yüklerle

birbirlerine bağlırıdırlar. Atomun çekirdeği nötron ve protonlardan

meydana gelmiştir. Atomun dış kısmını elektronlar oluşturur.

BÖLÜM 2

4

Çekirdeği oluşturan nötron ve protonlardan, nötronlar eşit sayıda

pozitif yüklüdür. Bununla beraber atom çevresindeki elektronlar

negatif yüklüdürler. Şekil 2.1.‟de Al atomunun simgelenmiş grafiği

görülmektedir.

Bugün bilinen 103 element metaller ve metalsiler (metal

olmayanlar) olmak üzere iki ana gruba ayrılırlar. Elementlerin

herhangi gruba dahil oldukları basit bir elektroliz sistemi ile

belirlenirler. Bu analiz yöntemine göre elementler asit içinde

çözünerek elektrolitten elektrik akımının geçişini sağlamaktadırlar,

element bir metal ise atomları pozitif yüklüdür. Elektrolite akım

verildiğinde negatif kutupta toplanırlar. Tablo 2.1.‟de bazı metal ve

bileşiklerin özellikleri gösterilmiştir.

ġekil 2.1. Alüminyum atom yapısı

Elektronlar

13+ Protonlar -- Nötronlar

5

Her element çok sayıda atomlardan oluşmaktadır. Katı metaller kristal

yapıya sahiptirler ve atomlar özel bir geometrik düzende dizilmişlerdir.

Atomların bu düzenli dizilişleri metallerin birçok özelliklerini belirler.

Kristaller katılaşma sırasında diğer büyüyen kristallere değinceye kadar

büyümeye devam ederler. Kristallerin birbirine teması sonucu

geometrik biçim bozularak taneleşme oluşur. Şekil 2.2.‟de geometrik ve

tane biçimi kristaller görülmektedir.

ġekil 2.2. Geometrik ve tane Ģekilli kristaller

Kaynak işlemi sırasında sıcaklık, oda sıcaklığı ile metal alaşımın

ergime noktalarının üstündeki bir sıcaklık arasında değişmektedir. Bu

sıcaklıklar sonucu metalin iç yapı taneleri farklı şekilde kristallerden

oluşur.

6

Tablo 2.1. Bazı Metal ve BileĢiklerin Özellikleri

Metal veya BileĢimi Kimyasal Sembolü Özgül Ağırlığı Ergime Derecesi oC

Alüminyum Al 2,7 630

Antimuan Sb 6,618 630,5

Baryum Ba 3,78 850

Bizmut Bi 9,781 271

Bor B 2,535 2300

Pirinç --- 8,60 995

Bronz --- 8,78 1005

Kadmiyum Cd 8,648 321

Kalsiyum Ca 1,54 810

Krom Cr 6,93 1615

Kobalt Co 8,71 1480

Bakır Cu 8,98 1083

Altın Au 19,3 1063

Demir – Döküm --- 7,03 – 7,73 1088 – 1260

Dövme Demir --- 7,80 – 7,90 1510 – 1537

Kurşun Pb 11,34 327

Magnezyum Mg 1,74 651

Molibden Mo 10,2 2620

Nikel Ni 8,8 1455

Platin Pt 21,37 1773

Potasyum K 0,870 62,2

Gümüş Ag 10,42 – 10,53 960,5

Tantalyum Ta 16,6 2850

Telluryum Te 6,25 452

Kalay Sn 7,29 231,6

Titanyum Ti 4,5 1800

Wolfram W 18,6 – 19,1 3370

Uranyum U 18,7 1710

7

Vanadyum V 5,6 1710

Çinko Zn 7,04 – 7,16 420

Manganez Mn 7,3 1260

Bütün bu özellikler kaynak alanına etki eder. Metallerde çok

temel kristal yapılar tablo 2.2.‟de ve Şekil 2.3.‟de gösterilmiştir.

Tablo 2.2. Metallerde görülen yaygın kristal yapılar

Kristal yapı (kafes türü) Metaller

Hacim merkezli kübik (HMK)

Yüzey merkezli kübik (YMK)

Hegzagonal sıkı paket (HSP)

Fe (oda sıcaklğında ve ergime noktasına yakın)

Cr, Cb, W, Ti (Yüksek Sıcaklık) Mo

Fe, Cu, Au, Pb, Ni, Ag, Al

Co, Mg, Sn, Ti (Oda Sıcaklığında) Zn, Zr

8

ġekil 2.3. Metal ve alaĢımlarında genel olarak görülen üç tür kristal

Ģekilleri

2. 2. AlaĢımların OluĢumu

Alaşım metaller iki veya daha fazla elementin yapısından

oluşmaktadır. Alaşımlar katı eriyik, mekanik karışım ve metalik türü

bileşim olmak üzere üç şekilde yapılmaktadır.

Katı eriyik alaşımlar iki türde olmaktadır. Bunlar yer alan katı

eriyikleri ve arayer katı eriyiklerdir.

Katı eriyik, sıvı halde birbiri içinde eriyebilen iki metalin

kristalleşmeden sonra da birbiri içinde erimiş olarak kalmaları halinde

oluşur.

Yer alan katı eriyiğinde, ana metalin atomlarının yerine, kristal

kafes içinde ilave metalin atomları geçer. Bu mekanizma iki metalin atom

yapı çapları arasında yaklaşık % 15 bir fark var ise meydana gelir.

Atomların kristal kafeste yer almaları düzenli veya düzensiz gelişi güzel

9

bir şekilde olabilir. Düzensiz yer alma da tek bir kristalin iç yapısında

ilave metal atomlarının yoğunluğu çok değişik olur.

Arayer katı eriyik de atom çapları arasında çok fazla fark vardır

bu oran yaklaşık % 41 kadardır. Bu nedenle arayer atomları çoğu zaman

kristal kafesin katılaşması sırasında değil, diğer metal katı halde

bulunduğu zaman bile meydana gelebilir. Arayer atomuna çelik

içerisindeki karbon atomları örnek verilebilir. Aynı şekilde nitrürleme

olayında azot katı halde çeliğe difüze ettirilebilir. Şekil 2.4.‟de katı eriyik

oluşum şekilleri gösterilmiştir.

Düzensiz Düzenli Arayer

ġekil 2.4. Katı Eriyik OluĢumu

Mekaniksel karışımlarda metallerin bir kısmı diğerleri içerisinde

çözüldüklerinde sıvı ve sıvılaşma durumundadırlar ancak birbiri

içerisinde eriyebilen ayrılmış kristallerdir. Bu karışım oluşumuna kolay

eriyebilen anlamına gelen ötektoid denir. Ötektoid oluşum tam bir

karışımdır. Ötektoid alaşımlara kadmiyum – bizmut, antimuan – kurşun,

10

bakır – gümüş, alüminyum – bakır gibi karışımlar örnek verilebilir. Şekil

2.5.‟de kadmiyum – bizmut ötektoid bileşimin karşılaştırılması

görülmektedir. Diyagramdaki C noktalarına dikkat edilecek olursa bu

noktada ötektoid karışımın % 40 Cd ve % 60 Bi oranı için ergime,

katılaşma noktasıdır. Bu noktanın üzerindeki sıcaklıkta ergir, altındaki

sıcaklıkta katılaşır.

321 Sıvı

271

140oC

Cd % 100 40 Cd Bi % 100

60 Bi

ġekil 2.5. Kadmiyum – Bizmut Diyagramı

Metalik türü bileşimler çok değişik oranlarda olmaktadır. Örneğin

Fe3C‟de üç atom demirin bir atom karbonla reaksiyon oluşturarak

sementit denilen demir karbür bileşimini oluşturur.

2. 3 . Demir Karbon Denge Diyagramı

Demir esaslı alaşımlar teknikte çok önemli bir yer tutmaktadır.

Endüstride kullanılan bir çok metaller alaşımdır. Çünkü saf haldeki

metallerin dayanıklılıkları çok azdır. Şekil 2.6.‟daki diyagram

C

11

incelendiğinde, karbonun demir içinde çok önemli bir alaşım elementi

olduğu görülmektedir.

Sıvı haldeki saf demir 1535oC‟de katılaşır. Katılaşma sıcaklığı

AB likudus çizgisi boyunca azalır. fazının eşdeğir fazı çöker (iki

fazda HMK). fazının çekirdekleri B geçiş noktasında belirir ve C

ötektiğine kadar devam eder. Bundan sonra likudus Fe3C sementitin

ergime sıcaklığına kadar çıkar. A3 değişme çizgisinin üstündeki katı

fazda kararlı katı eriyiğidir. C noktası karbonun katı eriyik içinde

eriyebilme sınırına karşılır gelir. - dönüşümü GS çizgisi boyunca

meydana gelir. GPR çizgisi ise karbonun demiri içinde eriyebilme

sınırına karşılık gelir ve bu miktar % 0,008 C‟a karşılıktır.

Sementit noktası ötektoidi - dönüşmesinin (GS çizgisi) ve

sementit ayrımının (ES çizgisi) bitiş noktası olup yaklaşık % 0,83 karbon

civarındadır. Bu dönüşümlerin tamamlanması ile perlitik çökelmesi

meydana gelir.

Şekil 2.6. Demir – Karbon Denge Diyagramı

12

3 – KAYNAK METALĠNĠN GAZ ABSORBSĠYONU

Kaynak sırasında kaynak havuzu yüksek sıcaklığa sahip

olduğundan içerisinde çözünmüş gazlar bulunabilir. Kaynak

metali içerisinde çözünmüş olan bu gazlar oksijen, azot ve

hidrojen olabilir. Eğer kaynak metali içinde bu şekilde

çözünmüş gazlar var ise kaynak metalinin katılaşması

sırasında, haps olmuş gazlar gözenekliliğe yol açabilir. Bu

gözeneklilikte kaynak kırılganlığında önemli bir etkendir.

3 . 1 . Oksijen Absorbsiyonu

Bu gazlardan en önemlisi oksijendir. Oksijen kaynak metali

içerisinde ya erimiş halde, tekbaşına veya başka oksitlerle

bileşik halde demir oksit şeklinde bulunur. Oksijen kaynak

sırasında metalurjik reaksiyonla serbest kalarak açığa çıkar.

Şekil 3.1‟de sıvı çelik için bir sıcaklık aralığında Fe-FeO

denge diyagramı görülmektedir.

BÖLÜM 3

13

Şekil 3.1.Ergime sıcaklıkları bölgesinde Fe-FeO denge

diyagramı [Ivan]

Sıvı kaynak metali içerisinde O2 çözünürlüğü sıcaklığın

azalmasıyla azalır ve ötektik sıcaklıkta oksijen çözünürlüğü

yaklaşık %0,18 dir. demirde oksijenin maksimum

çözünürlüğü %0,18 dir. Ergime sıcaklığı sınırında oksijen

çözünürlüğü B çizgisi boyunca FeO ile bir dengede azalır. Bu

durum aşağıdaki eşitlikle ifade edilir.

[%O]=15.2 x 10-4

T-2.4 x O

Sıvı metal içerisinde serbest halde bulunan oksijen; alaşım

elementleri ve demir ile reaksiyona girerek küresel şekilli

oksitler oluşur (şekil 3.2).

14

Şekil 3.2. Kaynak metalinde küresel silikat inklüzyonları. Kırık yüzey

x5000 [ Ivan]

Kaynak metalinde görülen oksitlerin çoğu silikat tiplidir. Ancak TiO2 gibi

başka oksitler de vardır. Bunun yanı sıra yapraksı şekilli Al2O3, 2MnO

gibi oksitler de vardır (Şekil 3.3).

15

Şekil 3.3. Kaynak metalindeki yapraksı oksitler. X10000 [ Ivan]

Küresel oksitler nadiren homojen yapıdadır. Genellikle değişik kimyasal

kompozisyondaki tabakalardan oluşan bir yapısı vardır. Şekil 6‟da

karmaşık oksit örneği görülmektedir. Sonuç olarak küresel oksidik

inklüzyonlar kaynak katılaşmasından önce veya kaynağın kristalleşmesi

esnasında kaynak metalinde oluşabilir. Bunun ispatı interdentiritik

bölgede oksidik inklüzyonların daha yüksek konsantrasyondandır.

16

Şekil 3.4. Karmaşık oksit inklüzyonu. X20000

Oksijen ya erimiş halde, ya da tek veya başka oksitlerle bileşik

halde demir oksit şeklinde bulunur. Erimiş halde bazı mekanik özellikleri

etkiler oksit şeklinde metalin bünyesine dahil olup metalin tokluğuna ve

şekil değiştirme kabiliyetine etki eder.

Demir – oksijen sistemi incelenecek olursa üç çeşit demir oksitin

varlığı görülür. Bunlar

- Ferro oksit % 22,2 oksijenli FeO

- Ferrik oksit % 30,0 oksijenli Fe2O3 (Hematit)

- Magnetik oksit % 27,6 oksijenli FeO4

FeO, 579oC‟nin altında kararlıdır. Buna karşılık Fe2O3

1000oC‟nin üzerinde hızla ayrışır. Aynı şekilde Fe3O4‟de 1000

oC

civarında ayrışarak hematit meydana gelir.

17

3 . 1 . 1 . Oksijenin Mekanik Özellikler Üzerine Etkisi

Oksijenin mekanik özelliklere etkisi erimiş halde veya girmeler

halinde bulunmasına göre farklı etki eder. Erimiş halde oksijen mekanik

özelliklere doğrudan etki eder. Mukavemet e sertlik hissedilir derecede

azalır uzamalar az olursa da kırılganlık çok artar.

Girmeler halinde FeO oksidi metalin tokluğuna tesir ederek

malzemenin bütün mekanik özelliklerini düşürür.

Bu sebeple oksitleyici alev dışında oksi – asetilen kaynağının

mekanik özellikleri oksijen absorbsiyonundan az etkilenmiş olur. Buna

karşılık elektrik ark kaynaklarında az deoksidan elemen içeren oksit veya

asit örtülü elektrotlarda oksijenin mekanik özelliklere etkisi daha açıktır.

3 . 2 . Azot Absorbsiyonu

Azotta atmosferden kaynak metaline geçebilen bir elementtir.

Demir ve alaşımlarının kaynağında en önemli kimyasal olaylardan biri

ergimiş metalin, Fe4N (demir nitrür)ü meydana getirmek üzere azot

absorbsiyonudur Özellikle uzun ark ve yetersiz koruma durumunda azot

kaynağın içine difüze olabilir. Kaynak katılaşması esnasında N

çözünürlüğü azalmaktadır.Bu azot absorbsiyonu mekanik özelliklere

(kırılganlık artışı), su alma kabiliyetine ve yapıda sertleşmeye neden olur

(yaşlanma). Bu nedenle azot absorbsiyonunun mekanizmasının,

faktörlerinin ve kaynaklı birleşime etkime şeklinin bilinmesi önemlidir.

Azot, nitrürler oluşturarak demire etki eder. Bu olay ya düşük

sıcaklıkta 70 ila 100 saat gibi uzun sürede amonyakın dolaylı etkisiyle

veya azotun yüksek sıcaklıkta doğrudan metale etkisi ile meydana gelir.

Çeliklerin nitrürleme işleminde faydalı bir şekilde kullanılan azot

(N2 % 3) nitrürler oluşturarak (Fe2N) çok yüksek sertlikte yüzeyler

18

oluşturur. Bu nedenle yüzey sertleştirme yöntemlerinden biri olarak

nitrürleme işlemi uygulanmaktadır.

Bu olumlu tarafının yanında gerek üretim sırasında gerekse

kaynak işlemi sırasında eriyik metal içinde bulunan düşük azot miktarları

bile çeliğin şekil değiştirme kabiliyetini, uzamasını, kırılma

mukavemetini ve büzülme kabiliyetini azalttığından çelikte arzu

edilmeyen bir elementtir. Düşük sıcaklıkta azot Fe içinde çok az

çözünür. (N2< % 0,001). Erime sonra hızla artarak 590oC % 0,13 olur. A3

çizgisinin üzerinde azotun demiri içinde eriyik hale gelmesinden oluşan

austenitik hal (nitraustenit) görülür.

Bu çizginin altında yapı + ‟ dan oluşur. 590o nin altında yapı

+ ı Fe4N bileşiğidir.

. Kısmen Ti, Al, bor gibi elementlerin varlığı nitrür oluşumunu arttırır.

Östenitik Cr-Ni‟li çelikler kaynatıldığı zaman azotun varlığı kaynak

kristalizasyon modunun değişmesine yol açar. Ve bunun sonucunda

kırılganlık olur. Normal koşullar altında kaynaktaki azot içeriği %0,004

üzerinde olmamalıdır. Bununla birlikte oda sıcaklığında Fe‟de azot

çözünürlüğü %0,001‟i geçemez.

19

Şekil 3.5Fe- azot denge diyagramı

3.2.1. Oksi – Asetilen Kaynağında Azot Absorbsiyonu

Düşük karbonlu çeliklerin oksi – asetilen kaynağında kaynak

metalinin çok az miktarda N absorbe ettiğini bir kısım deneysel

çalışmalar göstermiştir. Bu değer yaklaşık % 0,2 N‟dir.

Bu miktarın yapı sertleşmesine sebep olmaması nedeniyle oksi –

asetilen kaynağında azot absorbsiyonu ihmal edilebilir.

3.2.2. Elektrik Ark Kaynağında Azot Absorbsiyonu

Elektrik ark kaynağında kaynak metaline azot absorbsiyonuna şu

faktörler etkilidir.

a. Akımın cinsi ve karakteristiği

b. Örtüsünün kalınlığı

c. Örtüsüz elektrotlarda dış çevrenin etkisi

d. Elektrot çekirdeğinin cinsi

20

e. Örtünün cinsi

a. Akımın cinsi ve karakteristiği : Akım şiddetinin N

absorbsiyonuna etkisi çok azdır. Bunun yanı sıra ark gerilimi yükselince

N absorbsiyonu artar. Ark gerilimin artmasına ark boyunun uzaması

neden olur.

b. Örtü kalınlığının etkisi : Diğer değişkenler sabit

tutulduğunda örtü kalınlığının artması azot absorbsiyonunu azaltır.

c. Örtüsüz elektrotlar için dıĢ çevrenin etkisi : Çeşitli

ortamlarda 4 mm çaplı çıplak elektrot ile yapılmış kaynakta kaynak

metalinin N2 absorbsiyon miktarı şöyledir.

N2

Havada kısa ark ( 2 mm) % 0,15 – 0,16

Havada orta ark ( 4 mm) % 0,19 – 0,20

Havada uzun ark ( 6 – 8 mm) % 0,19 – 0,20

d. Elektrot çekirdek cinsinin etkisi

Elektrot çekirdeğini oluşturan metalin cinsi azot absorbsiyonuna

etki eder. Çekirdek metaldeki Mo, Zr, Cr, Al, V oranları arttıkça azot

absorbsiyonu da artar. Si, Mn, Ti, C oranı arttıkça azot absorbsiyonu da

azalır.

f. Örtü cinsinin etkisi : örtü maddesi içerisinde bulunan nitrür

giderici elementlerin varlığı erimiş metalin azot

absorbsiyonunu düşürür. Metalik nitrür büyük ölçüde curufa

geçer. FeO, SiO2 tipinde oksit örtüler ergimiş metali kimyasal

reaksiyon olmadan korurlar. Elektrot örtü türlerinin % Azot

absorbsiyonları şöyledir.

21

Elektrot Türü N Miktarı %

Bazik 0,001

Selülozik 0,0016 – 0,0025

Rutil 0,0020 – 0,0025

Asit 0,0027 – 0,0030

Oksitleyici (Oksit) 0,0035 – 0,0040

Örtüsüz 0,0100 – 0,0227

3. 3. Hidrojen Absorbsiyonu

Kaynağı etkileyen diğer bir gaz da hidrojendir. Hidrojen çeşitli

yollarla kaynağa girebilir. Bu yollardan biri nemli atmosferdir.

Çoğunlukla hidrojen kaynağa elektrod örtüsündeki nemden girer.

Bu yüzden kullanılmadan önce bunların kurutulması gerekir.

Elektrodların kurutulması için 300oC‟de 2 saat bekletilmesi

yeterlidir ve kullanıma kadar 105oC‟de tutulması tavsiye edilir. Son

zamanlarda neme dayanıklı bazik elektrodlar geliştirilmiştir ve bu

elektrodların hidroskopi dirençleri garanti edilmiştir. Benzer olarak

cüruf yapıcı da kaynaktan önce kurutulmalıdır. Cüruf yapıcının

tipine bağlı olarak kaynaktan önce 800oC‟in üzerinde tutulması

gerekir. Ayrıca hidrojen kaynak metaline birleştirilen parçaların

yağlı veya boyalı olmaları durumunda da absorbe olabilir.

Hidrojen metalde iyon olarak çözünebilir. Bu durum kaynakta

porozite (gözenek) oluşmasına sebep olur. CH4 (metan) oluşumu

22

ile kaynakta kısmi dekarbürizasyon olur. Bu durum da

gözenekliliğe ve kırılganlığa yol açabilir.

Oksi – asetilen kaynağı pratik olarak çok az hidrojen içerir. ( 100 gr

metalde 2 – 3 cm3). Buna karşılık ark kaynağında hidrojen yoğunluğu

çok daha önemli olup örtü cinsine göre (100 gr metalde 28 cm3)

miktarına kadar ulaşılabilir.

Kaynak sırasında hidrojen, absorbsiyonu katılaşmış kaynak

metalinde gözenek durumuna ve ısıdan etkilenen bölgede çatlamalara

sebep olabilir. Azotta olduğu gibi hidrojen de demir içinde bozunarak

atomik hale geçer. H2 2 [H]. Sıcaklıkla azalan çözünürlük soğuma

sırasında bu kimyasal denklem ters yönde oluşarak gözenek oluşturur.

Martenzitik dokuda hidrojenin yayılması perlitik doku

içindekinden daha yavaş olur. demiri veya demirlerinden çok fazla

miktarda hidrojen eritir. 1530OC‟de katı halde hidrojenin eriyebilme

sınırı 100 gr metalde 8 cm3 iken katı halden sıvı hale geçişte bu oran

birden artarak 28 cm3‟e ulaşır.

Ark kaynaklarında hidrojen katılaşma süresi içinde açığa çıkar ve

denge durumuna geçmesi uzun zaman alır. Sıcaklık ne kadar düşük ise

hidrojen yayılması o kadar yavaş olur. 20oC‟de kalıntı hidrojenin %

20‟sinin açığa çıkması 4000 saat gerektirirken 620oC‟de birkaç saatte

açığa çıkar. Hidrojen miktarının tespitinde ASTM, ISO ve JIS, DIN, IIS

Uluslar arası Endüstri Standartları (ISS)‟ye göre 10 x 15 x 125 ebatlı

parçaya dikiş çekilip ark biter bitmez parça buzlu suya daldırılır.

Elektrotun söndürülmesi ile deney parçasının aparata yerleştirilme süresi

60 sn geçmemelidir. Eğer süre geçerse numune – 30oC‟deki metanole

daldırılır. Böylece difüzyona müsaade edilmemiş olur. Sonunda deney

23

parçası kırılarak filitre kağıdı ile kurutulup bir gaz büretine konur.

Böylece açığa çıkan gazın hidrojen gaz bütinde okunur.

3.3.1. Hidrojenin Kaynağın Özelliklerine Etkisi

Sıvı kaynak metalinde absorbe edilen hidrojen kaynama şeklinde

açığa çıktığından püskürme nedeniyle önemli metal kayıplarına yol açar.

Ayrıca sıvı metal içinde aşırı doymuş olan gaz hızlı katılaşma sırasında

metal içinde irili ufaklı gazla hapsedilmiş şekilde kalır. Bu gazlar

genellikle karbonun oksijenli bileşikleri, hidrojen bileşikleri ve azottan

ibarettir. CO‟in varlığı demir oksidin karbon tarafından

FeO + C Fe + CO denge reaksiyonu gereğince redüklenmesiyle izah

edilir.

Gözenek ters bir reaksiyonla sonuçlanır, buna göre atomik hidrojen

serbest yüzeylerde moleküler hidrojene bağlanmış olur. Aşağıdaki

reaksiyona göre oksitlerin bir kısmının indirgenmesi yoluyla hidrojen

gözenek oluşturmaya başlar.

FeO+H2 H2O+Fe

Yada aşağıdaki eşitliğe göre çelik dekarbürizasyona uğrar;

Fe3C+2H2 CH4+3Fe,

veya sülfür ile reaksiyona girer;

MnS+H2 H2S+Mn.

24

Şekil 3.6. Fe de N ve H2çözünebilirliğinin diyagramının parçası.

Demiroksidin hidrojen tarafından redüklenmesinde boşlukların bir nedeni

olarak görülür. FeO + 2H Fe + H2O

Kaynak metalinde hidrojenin sebep olduğu sakıncalar

- Geçici

- Kalıcı olarak iki şekilde açığa çıkar.

Hidrojenin büyük kısmının dışarı çıkması nedeniyle oluşan

olumsuzlukların bir kısmı ortadan kalkar. Kalıcı sakıncalar ise çeşitli

yerlerdeki çatlaklar, mikro gözeneklerdir.

Kaynak metalinde soğuma sırasında ITAB da çeşitli yapılar

meydana gelir ve malzemenin türüne göre az veya çok martenzit oluşur.

Bu nedenle bu bölge kısmi sertlik gösterir. Çeliğin karbon oranı % 0,2‟yi

geçtiğinde artan bir gevrekleşme olur.

25

ITAB‟daki gevrekleşmeye kaynak metalinde bulunan hidrojende

sebep olur. Eğer düşük karbonlu çeliklerde H var ise bunlarda da

gevrekleşme görülür.

Hidrojenin yok edilmesi için

a) Rutubetsiz, oksit veya bazik elektrotlar gibi potansiyel

hidrojeni düşük elektrot kullanmak

b) Ara soğuması olmadan devamlı kaynak

c) Yüksek akım şiddetinde kalın çaplı elektrotla kaynak

d) Parçalara ön tavlama

e) Kaynak sonrası bölgesi dışında ısıl işlem gerekir.

26

4– KAYNAKTA ISI AKIġI VE SICAKLIĞIN DEĞĠġĠMĠ

Kaynaktaki ısıl döngü; birleşme bölgesinde hareket eden

hareketli bir ısı kaynağına bağlıdır. Isı kaynağı örtülü elektrodla elektrik

ark kaynağında birleştirilecek malzeme ile elektrod arasında oluşan

elektrik arkıdır. Sürtünme kaynağında ısı birleştirilecek malzemeler

arasındaki sürtünmenin sonucu olarak temas hattında oluşur. Elektron ışın

kaynağında ise ivmelendirilmiş elektron demeti ve metal arasındaki

etkileşimin sonunda oluşur.

Kaynak sırasındaki ısı konveksiyonu birleştirme yerinde ısıl döngüye

sebep olur. Isıl döngü; ısıtma aşamasıyla karekterize edilir. Bu ısıyı

malzemenin ergime noktasının üzerinde maksimum bir noktaya kadar

ısıtma,ısıtmanın yavaş, hızlı veya çok hızlı olmasına bağlıdır. Maksimum

sıcaklığa erişildiğinde esasını ve kinetiğinin kaynak şekli ve şartlarının

belirlediği soğuma takip eder.Kaynak yöntemlerinin oluşturdukları ısıl

döngü bir çok birleştirmenin özelliğinin belirlenmesinde önemlidir. Şekil

4.1‟de Farklı kaynak yöntemlerini için ısıl döngülerin temel

karekteristikleri gösterilmiştir.

Sıcaklığın maksimum olduğu durumda metal genleşmesinin sonucu

olarak basınç gerilmeleri oluşur. Çelik ve alaşımlarının kaynağında

polimorfik bir dönüşüm görülür ( çelikte ) Polimorfik

dönüşüm çekirdeklenme ve büyüme hali içeren ısıl olarak aktif bir işlem

olduğu için ısıtma hızı dönüşüm noktalarının ısıl isteri (nöbet) boyutu

BÖLÜM 4

27

üzerine bir etki yapar. Böylece dönüşümü ötektoid sıcaklıkta

başlamayacak, 50-300 oC üstündeki sıcaklıkta başlayacaktır.

Isıl döngünün ikinci fazı –maksimum sıcaklık- tane büyümesinin bir

ölçümü olarak alınabilir. Bu sebeple maksimum sıcaklıkta uzun bekleme

süreleri tane büyümesine sebep olur.

Isıl döngünün soğuma aşaması yapısal dönüşüm ve difüzyon olmak üzere

iki işlem için önem arz eder. Kaynak dikişine hidrojen absorbiyonu

soğuma sırasında olduğu için bu aşama hidrojen difüzyonu açısından

önemlidir.

-30 -20 -10 0 10 20 30 1.0 SO 60 70 80 90

TIME AFTER MAX. TEMPERATURE [s]

Şekil 4.1 Kaynak yöntemleri ile dikişaltı bölgesinin ısıl döngüsünün

karekteristik eğrileri (Ivan)

Dönüşüm sıcaklık bölgesindeki soğuma oranlarının

büyüklüğü geçici yapıları elde etmede bir etkendir. Düşük

28

sıcaklıklarda (300°C altında) düşük soğuma oranı, kaynak

bölgesinden büyük bir ihtimalle hidrojen absorbsiyonuna neden

olur.

Kaynakta ısıl döngünün etkilerini anlamada şu

parametrelerin bilinmesi sonuç mikroyapılar hakkında fikir verir.

1. Maksimum sıcaklığa kadar ısıtma süresi saniyelerle ifade edilir.

Bu parametre sıkça kullanılmaz. Ayrıca ilk taneciklerin gelişmesi,

difüzyon işlemleri ve lazer kaynağında amorf tabaka oluşumunu da

içeren bir ilişkiye konulabilir.

2. Maksimum sıcaklık değeri (Tmax) kaynak alanını bir parametre

olarak karakteristik bölgelere bölünmesine izin verir;

Erime sıcaklığının üstüne ısıtılan ekin bir parçası olarak

kaynak metali.

Erime sıcaklığına kadar ısıtılan dar bir alan olarak geçiş

bölgesi veya kaynak dikişi.

Sıcaklıkla ısıdan etkilenmiş bölge;

a) Tam bir α→γ→α polimorfik dönüşümüyle A3 üstünde

b) A2 üstünde veya A1─A3 aralığında bölgesel dönüşümle bir

alan olarak.

A3 sıcaklığı üstüne ısıtılan ITAB‟ın parçası olarak dikişaltı

bölgesinden de bahsetmek gerekir

29

Kaynak dikişinin tipik bölgeleri Şekil 4.2‟de gösterilmiştir.

Kaynak dikişinin makro yapısının incelenmesinde A1 ve A3 „e

kadar ısıtılan bölgeler dikişaltı bölgesi ve kaynak metali ayırt

edilebilir. Bununla beraber A1 altındaki düşük sıcaklıklarda

makro─ gözlemle görülemeyen yapısal değişiklikler (dislokasyon,

vb.) oluşabilir.

3. Soğuma oranı, soğuma zamanı parametresiyle belirtmiştir.

t8/5, 800-500 °C sıcaklıklar arasında

t 12/8, 1200-800°C sıcaklıkları arasında

t Tmax/ 100, kaynak sırasındaki en yüksek sıcaklığıyla 100°C

arasında veya

V300 -300°C deki soğuma oranı, vb.

Şekil 2 Isıdan etkilenmiş çeşitli bölgelerin dizaynıyla

tozaltı kaynak ekinin mikro yapısı (Ivan).

30

γ→α dönüşümünü karakterize edici bir ürünü olarak

çeliklerde daha sık kullanılan parametre t8/5 dir.

Kaynaktaki ısıl döngünün şeklini ölçmek için, ölçme

bölgesinde termokupl kullanılır. Kaynak metalinin ısıl döngüleri

ölçerken termokupl, katılaşan kaynak metalinin içine temas ettirilir.

( W- WRe termokuplları kullanılır). Ölçülmüş sıcaklık değerleri,

yüksek sıcaklık bölgesinde bir gecikmeyi açığa vurur. Bu Şekil

4.1‟de bir ok ile gösterilmiştir. Bu kaynak metalinin kristalize edici

ısı etkisini nasıl ortaya çıktığını ifade eder. Katılaşan kaynak

metalinin hacmi büyüdükçe, maksimum sıcaklık bölgesinde daha

belirgin bir gecikme olur.Bununla beraber, ölçüm iyi yapılması

durumunda, dönüşüm sıcaklığı bölgesinde de bir eğim değişikliği

dikkat çeker. ( Örnek γ→α). Böyle değişimler dT /dt „ye göre

sıcaklık ölçümlerinin tekrarıyla daha da belirginleşir. Şekil 4.3 de

gösterildiği gibi polimorfolojik dönüşümün hem başlangıcını

hemde sonunu tanımlayabiliriz. Zamana göre termal döngü ve

sıcaklık derivasyonunu ölçme metodu, her çelik malzeme, hatta

kaynak metali için çeşitli 8/5 soğuma zamanları, östenit

bozunmanın bir diyagramını yapmamıza izin verir.

31

Şekil 4.3 γ→α dönüşümünün başlama ve bitişinin

belirtilmesiyle, alt sıra bölgesindeki termal devir ve zamana göre

sıcaklık derivasyonunun kaydı.( Ivan)

Kaynaktan merkez hattından farklı mesafelerdeki kaynak

ısıl çevrimlerinin en yüksek sıcaklıklarını ölçerek, Şekil 4.4 „teki

gibi bir sıcaklık eğrisi üretilebilir. Döngünün en yüksek sıcaklığı

geçiş bölgesinde ölçülür ve kaynak ekseninden ana metal tarafına

doğru mesafenin büyümesiyle miktarı azalır. Isıl çevrimlerin şekli

ve parametrelerinin bilinmesi ve tahmini, metal veya alaşımın

kaynaklanabilirliği için önemli bir anlam ifade eder. Bu yüzden bir

çok yazar, kaynağın ilk uygulamasında başlayan ısı akışı teorisi ile

ilgilenmişlerdir. Bu konuda önemli çalışmaları Rosenthal, Rykalin,

32

Christensen ve arkadaşları yapmışlardır. Elektrik Ark Kaynağında

spesifik ısı girdisi (kaynağın birim uzunluğunu üretmek için

kullanılan ısı miktarı), şu formülle ifade edilebilir;

Q=ŋv

EI

11000 (kjcm

-1) (1)

Burada ŋ; kaynak verimi, E ; kaynak voltajı (V), I ; kaynak

akımı (A) V: cmdak-1

) olarak kaynak sürati ve EI ; ark tarafından

üretilen ısıdır (Js-1

)

ġekil 4.4 GeçiĢ bölgesi ve esas metal tarafına doğru

ısıl değiĢim.

33

Elektrik arkı tarafından üretilen ısı, konveksiyon ile

kaynaklanmış metale, elektroda, radyosyonla da atmosfore panetre

olur. Kaynak için ısı kaynağının verimi ŋ, kaynak moduna ve

kaynaklanan malzeme cinsine bağlıdır. En yüksek verim olan ŋ =

0,90-0,99 tozaltı kaynağında görülür. 0,66-0,85 olan daha düşük

verim, örtülü elektrodla yapılan kaynaklarda görülür ve en düşüğü

(0,50-0,70), gaz altı ark kaynaklarında yapılan kaynak işleminde

oluşur.

Tüm bu teoriler, katı fazdaki ısı akışının temel

eşitleklerinden sonuçlanır.

2

2T

x +

2

2T

y+

2

2T

z=

axt

T1 (2)

Burada x,y,z, ölçülen noktanın koordinatlarıdır, T sıcaklık

(K ) , t zaman (sn), ax λ/pc termal difüzitite (m²sn-1

), λ termal

davranış (Wm-1

K-1

) ve pc ise hacim termal kapasitesidir.

İkinci eşitliğin çözümünde , beliner yan koşullar

uygulanır. Çözüm, ısı kaynağı olan bir noktadan türer; sonraki

füzyon ısısı kaynak metalini kristalize eder, ve ayrıca yapısal

deformasyonlar ihmal edilir. Aynı şekilde, kaynak yüzeyinden

radyasyonla ısı kayıpları da ihmal edilir. Sıcaklıktan bağımsız

malzeme sabitleri tahminidir. Son olarak, ısı kaynağının

hareketinin sabit hızı da hesaba katılır. Fakat , bu marjinal koşullar

34

kurulamaz (veya kısmen) ve sonuçta teorik çıktı deney ile

uyuşmaz. Pratik amaçlar için, belirli noktalarda sonuçla ölçümün

kontrol edilmesi tavsiye edilebilir. Örneğin Uwer ve Degenkople

tarafından, böyle bir prosedür işlenmiştir.

Daha sonraki hesaplamalarda, malzeme sabitlerinin

değerlerini bilmek önemlidir. Bunlardan Gray‟in tavsiye ettiklerini

Tablo 1 sıralamaktadır. Şekil 5, karbonlu çelik, paslanmaz çelik ve

alüminyum termal yayınma ve termal davranışın verimlerinin

sıcaklık bağımlılıklarını göstermektedir.

Şekil 4. 5 Karbonlu çelik, östenitik çelik ve alüminyum

için λ termal iletkenlik ve α termal difüzivite verimi arasındaki

termal korelasyon ile, koordinat sisteminin diyagramı.

35

Şekil 4. 6 Yarı sınırlı yapıda bir hareketli q ısı kaynağı

Şimdi, x ekseni yönünde hareket eden ısı kaynağını

düşünelim. Burada kaynağın pozisyonu, sıfır noktasını gösterir

(Şekil 6) ε = x- vt koordinatıyla tanımlanmış yeri gözlemleyelim.

(2) Nolu denklemi t‟ye göre türetirsek şunu elde ederiz.

2

2T +

2

2T

y+

2

2T

z=-

a

v T +

a

1

t

T

36

Tablo 1 Isı akışını hesaplamak için malzeme sabitleri.

.

Isının büyüklüğüyle karşılaştırıldığında, katı kısım

yeterince uzunsa, ısı kaynağı etrafındaki sıcaklık dağılımı sabit hale

gelir ve Şekil 4.7‟de gösterildiği gibi, ısı akısının quazi-sabit

durumunu verir. Matematiksel olarak bu, ∂T/∂t=0 ile tanımlanır ve

bundan dolayı (3) eşitliği aşağıdakine indirgenir.

Malzeme Erime

noktası

(K)

Hacim

Termal

Kapasitesi

(Jm-3

K-1

)

Termal

Difizyon

a(m2 S

-1 )

Termal

Conductivitiy

(Ws-1

K-1

)

Latent heat

of

fuzion[13]

L(Jm-3

)

Alüminyum

Karbon Çelik

%9 Ni Çeliği

Östenit çelik

Ni- alloy

inconel 600

Ti -alloy

Copper

Monel 600

933

1800

1673

1773

1673

1923

1336

1573

2.7*106

4.5*106

3.2*106

4.7*106

3.9*106

3.0*106

4.0*106

4.4*106

8.5-

10.0*10-5

9.1*10-6

1.1*10-5

5.3*10-6

4.7*10-6

9.0*10-6

9.6*10-5

8.0*10-6

229

41.0

35.2

24,9

18,3

27,0

384.0

35.2

1.0*109

2.1*109

1.8*109

1.8*109

37

T 2

+2

2T

y+

2

2T

z=-

a

v T (4)

(4) eşitliğinin çözümü karmaşıktır, fakat

Rosenthal, Rykalin ve diğer yazarların makalelerinde

detaylıca işlenmiştir . Çözüm, iki boyutlu akış (ince

plakalar) ve üç boyutlu termal akış (kalın plakalar) için

sıcaklık gradyentlerini karakterize eden iki eşitlik

ortaya çıkarılmıştır .

Üç boyutlu akış T -T0=R

q

2exp r

a

v

2

(5a)

İki boyutlu akış T-

T0=dpcvp

q2/114

exp 1

2r

a

v (5b)

Burada T0 başlangıç plaka sıcaklığı (K) , λ termal

davranış (Wm-1

K-1

), R²=ε²+y²+z²,gc hacimsel termal kapasite (Jm-

3K

-1), (r

1)²=ε²+y², d plaka inceliği (m), q=ŋEI ark gücüdür.

38

Şekil 7 Üç boyutlu akıştaki karakteristik ısı dağılımı

Üç boyutlu bir akış için (Şekil 5a‟ya bakınız) , (5a)

eşitliğinin çözümü şu ifadeyi türetir;

T-T0=vt

q

2exp

at

r

4

2

(6a)

İki boyutlu bir akış için (Şekil 8b‟ye bakınız) ,

şunu elde ederiz;

T-T0=vdpct

q2/1

4exp

at

r

4

2

(6b)

Birinci eşitlikte, r²=y²+z² (Şekil 6‟ya göre)

39

Şekil 8 a) Üç boyutlu akış, b) İki boyutlu akış için, ısı akışı için

şema

(6a) ve (6b) eşitliklerinden, dT/dt‟den türeterek, eğrilerin

tepesini, ve böylece r parametresinin bir fonksiyonu olarak, devrin

en yüksek sıcaklığını tanımlayabiliriz.

Tmax-r ilişkisi için, şu ifadeleri elde ederiz;

Tmax-T0=e

2

vpcr

q2

(kalın plakalar için ) (7a)

Tmax-T0=

2/12

e dpcrv

q

2 (ince plakalar için ) (7b)

(7a,b) eşitliklerini kullanırken, r‟nin , geçici bölgeden

değil, ısı kaynağından (kaynak metalinin ortası) mesafeyi belirttiği

unutulmamalıdır. ITAB‟ın bazı noktalarında en yüksek sıcaklığı

40

ölçtüğümüz zaman ve ölçümleri interpole etmeniz gerektiğinde (

7a ,b) eşitlikleri yalnız kullanılmalıdır.

(6a,b) eşitliklerinden, t8/5 veya t12/8 termal döngülerinin

soğuma parametrelerini sonradan hesaplayabiliriz.

t = 12 v

q (kalın plakalar için) (8a)

t = 2

224 dev

q (ince plakalar için) (8a)

Burada θ1 ve θ2 , T ve T1 gerekli sıcaklık farklarından

hesaplanmıştır. (örneğin; t8/5 800 ve 500 ºC, 1073 ve 773 K)

1

1 =

0773

1

T -

01073

1

T (Kalın plakalar için )

(9a)

22

1 =

2

0773

1

T -

2

01073

1

T (İnce plakalar için )

(9b)

Kaynak yaparken meydana gelen iç yapıyı anlamak, kaynak sonrası

ortaya çıkabilecek hataların sebebini izah edebilmek için sıcaklık

41

dağılımının ve değişiminin bilinmesi gerekir. Bunun için aşağıdaki

faktörlerin bilinmesi gerekir.

a. Isınma ısısı

b. Maksimum sıcaklık

c. Maksimum sıcaklığın süresi

d. Soğuma hızı

Kaynakta farklı mesafelerdeki kaynak ısıl döngüsünün en yüksek

sıcaklıkları ölçülerek Şekil 4.2‟de gösterilmiştir. Döngünün en yüksek

sıcaklığı ölçülür ve kaynak merkezinden esas metal tarafına mesafenin

artması ile azalır. Isıl döngünün şekli ve parametrelerin bilinmesi metal

ve alaşımlarının kaynaklanabilirliği için önem ifade eder.

Elektrik ark kaynağında spesifik ısı girdisi şu formülle ifade

edilmektedir.

Q = . U.I/ 11000 v

Burada;

; kaynak verimi

U; kaynak voltajı (V)

I; kaynak akımı (A)

V, kaynak hızı cm.dak-1

ve U.I, ark tarafından oluşturulan ısıdır (Js-1

)

Elektrik arkı tarafından açığa çıkan ısı; konveksiyonla kaynak

yapılan metale, elektroda ve radyasyonla da atmosfere yayılır Kaynak

sırasında kaynağın ısıl verimi, kaynak yöntemine, kaynak yapılan

malzemenin cinsine ve ısıl iletkenlik gibi özelliğine bağlıdır. Tablo 4.1

„de görüleceği gibi en yüksek verim = 0.90-0.99 ile tozaltı kaynağında

42

elde edilir. Toz altı kaynağında ark tozun altında meydana geldiği için ısı

kayıpları düşüktür ve arktan oluşan ısının tamamına yakını kaynak

işleminde kullanılmaktadır. 0,70 – 0,85 olan daha düşük kaynak

verimi örtülü elektrodla elektrik ark kaynağında elde edilmektedir.

En düşük kaynak verimi 0,22 – 0,69 ile gazaltı kaynak

yöntemlerinde elde edilmektedir. Kaynak yöntemlerinin

oluşturduğu faklı ısı girdileri malzemelerin kaynaklı

birleştirilmelerinde kaynakçıya kolaylıklar sunar.

Yüksek verimli kaynak yöntemleri kalın kesitli malzemelerin

kaynağında tercih edilirken, düşük verimli kaynak yöntemleri

çarpılmaların istenmediği ince kesitli malzemelerin

birleştirilmesinde kullanılır.

Tablo 4.1. Elektrik ark kaynağında kaynak yerine nakledilen

ısının, kaynak yöntemlerine ve akım türüne göre (Verim) değerleri

Kaynaklı Yöntem Örtülü elektrot TIG Ar MIG Ar Tozaltı Kaynağı

Akım cinsi Alternatif Alternatif Doğru Alternatif

değeri 0,70 – 0,85 0,22 – 0,48 0,66 – 0,69 0,90 – 0,99

Bir kaynak işleminin başarısı aynı zamanda kaynak sırasındaki ısı

girdisine de bağlıdır. Isı kaynağı ister ark olsun isterse bir yanıcı gaz alevi

olsun kaynaklanacak alana ısı verilir verilmez, metal sıcaklığı düşük

olduğundan ısı metal içerisine yayılarak uzaklaşır ve

bir sıcaklık gradyanı oluşur. Dolayısı ile kaynak için gerekli olan

ergitmenin sağlanmasında ısı girdisi hızının malzemesinin ısı iletimi

hızından daha büyük olması gerekir.

43

Bu durumda esas metalin ısı iletkenliği kaynak şartlarının

seçiminde göz önüne alınması gerekli faktörlerdendir.

Üretimde kullanılan çeşitli metaller ısıyı farklı hızlarda iletirler.

Çeşitli metallerin ısıl iletkenlikleri bilinmekle beraber keyfi bir ölçek

kullanılarak mukayese de edilebilmektedirler. Bunun için saf bakırın

iletkenliği 100 kabul edilerek diğer bazı metaller için Tablo 4.2.‟de

verilmiştir.

Tablo 4.2. Göreceli ısıl iletkenlikler

Metal Isıl iletkenlik

Bakır 100

Alüminyum 62

Çelik 14

Kurşun 8

Bir kaynak işleminde ısı; bakırda çeliğe göre çok daha hızlı bir

şekilde iletilerek uzaklaştırılır. Bu ise erimenin olabilmesi için ısının aynı

kalınlıktaki bir bakır malzemede çelik malzemeye göre daha yüksek bir

hızda verilmesi demektir. Kullanılan yöntemin sağlayabileceğinden daha

fazla ısı girdisi gerektiren hallerde bunu gerçekleştirmek mümkün

olmayabilir. Bu durum metalin erime sıcaklığından etkilenir.

Esas metali kaynaktan önce ısıtmak yeni ön tav uygulamak iki

parça arasındaki sıcaklık farkını alarak ergime sıcaklığına daha hızlı

ulaşmaya yardımcı olur.

Metalin ısıl iletkenliği artan sıcaklıkla azaldığından ön tav lama

ile bu durumda malzemenin ısı iletim hızında azalmaya neden olur.

Özet olarak, esas metalin kaynak sırasında ergimesini etkileyen

parametreler şunlardır.

44

a. Metal kalınlığı ve bağlantı tipi

b. Isıl iletkenlik

c. Esas metalin kaynak öncesi sıcaklığı

d. Ergime sıcaklığı

e. Elektrotun açısı ve hareketi

f. Isı girdisi

4.1. Elektrik Ark Kaynağında Isı Girdisi

Enerjinin standart birimi Jouldur ve bunun temsil ettiği ısı enerjisi

miktarı oldukça küçüktür. Bir kg çeliği oda sıcaklığından 1500oC‟ye

çıkarmak için yaklaşık 690.000 J gerekir. Ark kaynağında ısı girdisini

doğrudan joul cinsinden ölçmek zordur. Ancak 1 W‟lık elektrik

enerjisinin 1 j/s olduğu bilinmektedir. Böylece ark gerilimi ve akımını

ölçerek güç girdisi hesaplanır.

Güç enerjinin bir şekilden diğerine dönüşme hızıdır. Bir kaynak

arkında elektrik enerjisinin yaklaşık tamamı ısıya dönüşür. Bunun sadece

küçük bir bölümü mor ötesi radyasyonu ve ışığı üretmede kullanılır.

Ark gücü (W) = Ark gerilimi (V) x Ark akımı (A)‟dır.

Genel bir ifade olarak ısı girdisi

Isı girdisi ( J / mm) = Akım (A) x Ark gerilimi (V) x 60 / Kaynak hızı (mm/dak.)

Veya KJ cinsinden

Isı girdisi (Kj / mm) = Akım x Volt x 60 / Kaynak hızı (mm / dak) x 1000

45

ġekil 4.2. Isı girdisi ile izoterm eĢ eğrisi

İnce Levha Kalın Levha

46

ġekil 4.3. Parça Kalınlığının Sıcaklık Dağılımına Etkisi Yukarıda

Bulunan Eğriler Levha Kalınlığının Sıcaklık Profiline

Etkisini Göstermektedir.

Kaynak parametreleri aynı olan farklı malzemelerin eş sıcaklık

dağılımı şekil 4.4.‟de görüldüğü gibi ısı iletim kat sayısı ile ilgilidir.

Kaynak edilen parçalar ısı iletim katsayısı Al en büyük östetinik

paslanmaz çelikte ise en küçüktür. Kaynak bölgesinin genişliği ısı iletim

katsayısı ile doğru orantılı olarak artmaktadır.

Alaşımsız çeliklerde kaynak hızının kaynak bölgesi genişliğine

etkisi Şekil 4.5.‟de görüldüğü gibi kaynak hızının artması ile kaynak

bölgesinin genişliği azalmaktadır.

47

ġekil 4.4. Farklı Metallerde Kaynak Bölgesinde Sıcaklık Dağılımı

48

ġekil 4.5. Kaynak Hızının Kaynak Bölgesi Sıcaklık Dağılımına

Etkisi

4.2. Oksi – Asetilen Kaynağında Isı Girdisi

Elektrik ark kaynağında elektrik enerjisi oluşan ark sonucu ısıya

dönüşerek metale iletilmekteydi. Oksi – asetilen kaynağında ise ısı bir

kimyasal reaksiyon sonucu oluşur ve sonra parçaya iletilir.

Kaynak için kullanılan oksi asetilen alevi sıcaklıkları farklı iki

bölgeden oluşur. İçeride kolayca ayırt edilen bir mızrak veya çekirdek

bölgesi birde daha yaygın olan dış yelpaze bölgesidir.

Oksi asetilen alevinde oluşan ısı yanan asetilan miktarına

bağlıdır. Daha fazla ısıya ihtiyaç varsa asetilen akışı artırılır, ve oksijen

miktarı uygun bir alev verecek şekilde ayarlanır. Gaz miktarındaki artış

kullanılan üflecin deliğinde de büyümeyi gerektirir.

49

ġekil 4.6. Oksi – Asetilen Alevinin ġeması

50

BÖLÜM 5

5 - KAYNAK METALĠ

Kaynak metali kaynaklı birleştirmenin bir parçasıdır. Ark kaynağında,

kaynak metali ergimiş esas metal ve dolgu malzemesinin (elektrot veya

tel) kısmi olarak karışımından oluşur. Ergiyik kaynak metalindeki esas

metalin oranı kaynak yöntemine göre değişir (Şekil 1-a). Genellikle bir

birleştirmede kök pasodaki ergiyik esas metalin oranı üst pasolara göre

daha fazladır (Şekil 1-b).

El ile yapılan elektrik ark kaynağında kaynak metalinde esas metal oranı

yaklaşık olarak %10-40 arasındadır. Tozaltı kaynağında ise yüksek ısı

girdisinden dolayı esas metalin oranı %85 e kadar olmaktadır. Elektro

curuf kaynağında bu oran %90 ın üzerindedir. Elektrik direnç

kaynaklarında ve yakma alın kaynaklarında kaynak metali sadece esas

metalin bileşiminden oluşmaktadır. Sürtünme kaynak yöntemlerinde

kaynak metali, birleştirme alanının deformasyonu ile oluşur.Difüzyon

kaynağı, soğuk basınç kaynağı, ultrasonik kaynak veya patlama kaynağı

ile yapılan birleştirmeler de mukavemet yönünden iyi sonuçlar vermesi

kaynak metalinin varlığının vazgeçilmez olmadığını göstermiştir.

51

Şekil 1. Saf bir kaynak metalinde kaynak tabakasının miktarı

Kaynak metali ana malzemenin özelliklerine yakın oranda dayanım ve

tokluğa sahip olmalıdır. Kaynak metalinin akma dayanımı esas

malzemenin akma dayanımına göre daha yüksektir. Fakat tokluğu esas

malzemenin tokluğuna göre daha düşük olabilmektedir.

Kaynak metali kaynak aralığının tüm hacminde ergitilebilir. Ark kaynak

yöntemlerinde kaynaklı birleştirmeler genellikle çok pasoludur. Örneğin

52

200 mm kalınlığındaki plakanın tozaltı ark kaynağında yaklaşık olarak

150 pasoda kaynaklanır. Kaynak metalinin sonuç özellikleri malzemeye

ve metalurjik faktörlere göre değişir. Bu metalurjik faktörlerden başlıca

üçü şunlardır:

1- ergime durumu

2- katılaşma durumu

3- yapısal değişim durumu

Önceden katılaşmış kaynak metali ve ergiyik arasındaki ara yüzey kaynak

kristalizasyonu tarafından belirlenir ve bu yapı enine kesilmiş malzemeyi

dağlayarak incelenebilir. Kaynak kristalizasyon tanelerinin boyutu

kaynak ısı girdisiyle direkt orantılıdır. Fakat bu tanelerin geometrik

boyutu (genişliği, derinliği gibi), kaynak voltajı ve akım gibi diğer

teknolojik parametrelere bağlıdır. Kaynak metalinde genişliğin derinliğe

oranı genellikle kaynak formunun katsayısı olarak adlandırılır. Kaynak

işlemi yönündeki kaynak kristalizasyon tanelerinin şekli 3. bir

parametreye bağlıdır. Bu parametre de kaynak hızıdır. Kaynak

kristalizason taneleri ergiyik ve katılaşmış kaynak metali arasındaki faz

ara yüzeyini karakterize eder.

Ergimiş kaynak metalinin hacmi ne kadar büyük olursa ilk kaynak

kristalide o denli büyük olacaktır. Sütunsal tanelerin yönleri kaynak

kristalizasyon tanelerinin izotermine diktir. Bunun anlamı da sütunsal

tanelerin şekli kaynak merkezinde kristallerin katılaşma açısını

belirleyecektir (şekil 2). Bununla birlikte dihedral açı olarak adlandırılan

bu değer impuritelerdeki ölçümü belirleyecektir. Bu impuriteler

kristalleşme yüzeyinde kaynakta ekstürize olabilirler veya kaynağın

53

katılaşmasında aşırı soğuyarak katılaşırlar. Bu durumun kaynağın

bütünlüğüne ve özelliklerine etkisi tartışılabilir.

Şekil 2. kaynak kristalizasyonunda dihedral açı

Kaynak işlemin başlayabilmesi için öncelikle iki malzeme arasında ısının

oluşturulması gerekmektedir. Bu ısı da kaynak yöntemlerine göre

değişmektedir. Ark kaynağında ısı; elektrod ve kaynak kökü arasımda

elektrik ark yanmasından üretilir veya elektrodla kaynağın katılaştığı

kaynak tabakası arasında üretilebilir. Arktan oluşan ısı malzemenin

etrafına yayılır. Kaynak kenarlarını ergiterek kaynak işlemini

gerçekleştirir.

Elektro cüruf kaynağında ısı, ergimiş iyonize cüruftan elektrik akımının

geçmesiyle üretilir.

Elektrik direnç kaynağında ısı, temas noktasındaki çok yüksek elektrik

direncinden dolayı kaynatılan malzemelerin temas yüzeylerinden elektrik

akımının geçmesiyle oluşur.

54

Son olarak elektron ışın kaynağında ısı, kaynak malzemesi ile

hızlandırılmış elektronların ısının elastik olmayan ara hareket sonucu

oluşur.

Verilen bu yöntemlerde kaynak metalindeki sıcaklık en yüksek

değerdedir.

1. Ergime Durumu

Ergime durumunda kaynak kenarları ısınır, kaynatılacak malzeme ve

dolgu metali ergir. Kaynak metali kaynatılacak malzeme ve dolgu

metalinden oluştuğu için kaynak metali özellikleri de bunlara bağlıdır.

Bunun için dolgu metali aşağıdaki özelliklere sahip olmalıdır:

1- dolgu malzemeleri uygun iyonize maddelerden oluşarak

kaynak arkını kararlı yapmalıdır.

2- Dolgu malzemesi ergimiş metali çevredeki atmosferden

korumalıdır.

3- Ergimiş metal uygun fiziksel özelliklere sahip olmalıdır.

Bu özellikler; vizikosite, ergime derecesi, yüzey gerilimi ve ısıl

genleşme.

4- Dolgu metali kaynak metalinin deoksidasyonuna izin

vermelidir.

5- Dolgu metali absorbe ettiği gazları ergitmelidir.

6- Dolgu metali uygun kaynak şekillenmesine izin vermelidir.

55

7- Dolgu metali uygun kaynak alaşımlamasına müsaade

etmelidir.

8- Dolgu metali uygun işletme özelliklerine sahip olmalıdır

(cüruf kaldırma vs. gibi)

9- Dolgu metali, sağlığa zararsız olmalı, en az seviyede

kirletici ürünler bulundurmalı, neme çok az duyarlı olmalı ve ucuz

olmalıdır.

Hali hazırda ark kaynak işlemlerinde kullanılan dolgu metalinin üç ana

tipi vardır. Bunlar:

1- elektrik ark kaynağı için örtülü elektrotlar

2- cüruf yapıcı içeren özlü elektrodlar

3- tozaltı ve gazaltı kaynaklarında kullanılan tel şeklindeki dolgu

elektrodlarıdır.

Tozaltı ark kaynağı yada elektro cüruf kaynağı dolgu malzemesi cüruf

yapıcı maddeler içerir. Elektrik ark kaynağı için elektrodlar 4 temel örtü

türüne sahiptir.

1- Selülozik örtüler; %20-60 titandioksit (TiO2), %10-20 selüloz,

%15-30 silisyumdioksit, %5-10 ferromangan, %15‟e kadar karbonat

içeren selüloz örtüler. Bu elektrodlar mükemmel işlem özelliklerine

sahiptir ve verimli kaynak işlemi sağlar. Selüloz arkın iyi

korunmasını sağlar, fakat selüloz elektrodlar kaynağa yüksek H2

girmesine sebep olur. Bu yüksek H2 seviyesi ark sıcaklığını arttırır.

Bu elektrodlar derin kaynak ve hızlı soğuma hızı sağlar.

56

2- Rutil örtüler; %40-60 rutil (TiO2), %15-20 SiO2, %10-14

ferromangan, %15‟e kadar karbonat ve %15‟e kadar organik

maddeler içerir. Bu elektrodlar kaynak metalinde yüksek içeriklerde

H2 (15-30 ppm) difüzyonuna ve yüksek ilklüzyona neden olurlar.

3- Asidik örtüler; demir ve mangan, SiO2, karmaşık silikat ve

ferromangan içerirler. Kaynak metali az artmış hidrojen içeriğine ve

yüksek oranlı inklüzyona sahiptir.

4- Bazik örtüler; %20-50 kalsiyum karbonat, %20-40 florit, %5‟e

kadar SiO2, %10‟a kadar TiO2, ve %10‟a kadar demir alaşımları

içerir.bu elektrodlar düşük H2 içeriğine sahip ve düşük oranda

inklüzyona sahiptir ve çok iyi kaynak kalitesine sahiptir. Bunlar çok

iyi kurutulduktan sonra kullanılmalıdır.

Metalurjik reaksiyonlar ergimiş metal içinde meydana gelir. Bir ergiyik

havuzunun sıcaklıkları çelik üretimine göre daha yüksektir. İlave olarak

kaynak metali sürekli hareket halindedir. Bu hareketlilik sıvı cürufla

kaynak metali arasındaki yüzey reaksiyonlarını arttırır. Sonuç olarak çelik

üretimindeki benzer reaksiyonlarla kaynakta meydana gelen

reaksiyonların termodinamiklerini karşılaştırmak mümkün değildir.

Kaynak metalindeki redax reaksiyonları daha hızlıdır. Argon korumalı bir

kaynakta bu reaksiyonlar kaynak havuzunun aşırı ısınmasıyla başlar.

Aktif gaz karışımıyla kaynak yapıldığı zaman kısmi H2 basıncı bu

reaksiyonlarda (3500 K üzerindeki bir sıcaklıkta) hesaplanır. Bu

hesaplama:

CO2 CO+1\2O2

Pco2 Pco 14730

logKp= log =- +4,54

PCO2 T

57

Burada;

Kp=reaksiyonun denge sabiti

P = CO2, O2 ve CO‟nun kısmi basınçları.

Gaz ayrışması kaynak havuzunun sıcaklığı ile olmayıp arkın sıcaklığı ile

kontrol edilir. Yukarıdaki reaksiyonlar muhtemelen 3500 K üzerindeki

sıcaklıklarda olur. %80 Ar-%20 CO2 karışım gazında yapılan kaynakta

karbürizasyon reaksiyonu olabilir.

CO2+ [C] 2CO2

Bu reaksiyonun denge sabiti

P2co 6790

Kp= - ve log Kp= +6,30

[C] Pco T

Hesapta ergiyikteki çözmüş karbonun varlığı çıkarılır. Karbonizasyon

yaklaşık %0.1 den daha büyük karbon içeriğinde meydana gelir. Denge

hali, aşağıdaki bağıntıda kısmi basınçların bir oranını gerektirir.

P2co

Pco2

4 ile 20 arasında olur.

Cürufun varlığında (manuel ark kaynağı, tozaltı, ve elektron cüruf

kaynağı) kaynak esnasında metalurjik reaksiyonlar cüruf ile kaynak

havuzu temas yüzeyinde ilerler ve cüruf sıcaklığı daha yüksek olduğunda

ve arayüzey daha büyük olduğunda bu reaksiyonların hızı daha yüksek

olacaktır.

58

Çelik üretiminde olduğu gibi kaynakta da alkalin (bazik-CaO,MgO) veya

asit reaksiyonları (SiO2) ergiyikte veya elektrod örtüsünde olabilir. Buna

ilaveten ampoterik oksitler (TiO2, Al2O3, ZrO2, FO, MnO) cürufta

meydana gelebilir. Cüruflar MnO-SiO2 veya CaO-SiO2 ile ilave Al2O3,

TiO2, ZrO, CaF esaslıdır. Kaynak cürufunda yeterince akıcılık için

vizikositelerin ısıl bağlılığına elverişli olması istenir. Fakat katılaştıktan

sonra yüzeyden kolay ayrılmalıdır.

Kaynak metalindeki metalurjik reaksiyonların özelliklerini belirleyen

önemli bir faktör cüruf veya cüruf yapıcının bazikliğidir (B). Genellikle

baziklik oranı cüruf yapıcıdaki bazik oksitlerin asidik oksitlere oranıdır.

B=bazik oksit\asit oksit

Baziklik oranına bir örnek için aşağıdaki eşitlik verilebilir.

[CaO]+[MgO]+[BaO]+[SrO]+[LiO2]+[Na2O]+[K2O]+[CaF2]+1\2[FeO]+

[MnO]

B=

[SiO2]+1\2[Al2O3]+[TiO]+[ZrO2]

Daha yüksek B değeri daha alkali cüruf demektir. Akıcı kaynak cürufları

0,5-3,0 arasında B değerine sahiptir. Metal ile cüruf arasındaki reaksiyon

genel olarak şöyle ifade edilir.

MxOy+yFe xM+yFeO

Metazlurjik reaksiyonlar açıklandığı zaman Zeke iyonik teoriyi

başlatmıştır ve bu teoriye göre;

CaO Ca2+O

2-

2SiO2 SiO44+

+Si4+

ve asit bileşenler O2-

oksijen iyonlarının aşırılığını gösterecektir:

SiO2+2O2-

SiO4-

59

Demir oksitlerin indirgenmesi için de aşağıdaki eşitlikler yazılabilir:

Fe2O3 2Fe3+

+3O2-

,

Fe2O3+O2-

2FeO-2,

FeO Fe2+

+O2-

,

Fe3O4 Fe2+

+2FeO-2,

Fe3O4 2Fe3+

+4O2-

Kaynak havuzunun deoksidasyonu hariç olmak üzere tüm metalujik

reaksiyonlar metalin kimyasal kompozisyonunu geliştirir. Örneğin bunlar

hem daha düşük içerikte sülfür, fosfor içerir hem de oksijen, azot ve

hidrojen gazlarının varlığını düşürür. Bu işlemin ürünleri kaynak

metalinde silika oksit veya silikat, oksit, nitrit, sülfit oksit açığa çıkar.

2. Kaynakta Gaz Absorbisyonu

Kaynak işleminde kaynak havuzu gazlar ile ayrılmış olabilir. Bu durum

kaynak porozitesine sebep olabilir veya kaynak kırılganlığı bundan

etkilenebilir. Bu gazlardan ilki ve en önemlisi oksijendir. Oksijen

kaynakta metalurjik reaksiyonla serbest kalarak açığa çıkar. Şekil 3‟de

sıvı çelik için bir sıcaklık aralığında Fe-FeO v denge diyagramı

görülmektedir.

60

Şekil 3. ergime sıcaklıkları bölgesinde Fe-FeO denge diyagramı.

Sıvı çeliklerdeki O2 çözünürlüğü sıcaklığın azalmasıyla azalır ve ötektik

sıcaklıkta oksijen çözünürlüğü yaklaşık %0,18 dir. demirde oksijenin

maksimumçözünürlüğü %0,18 dir. Ergime sıcaklığı sınırında oksijen

çözünürlüğü B çizgisi boyunca FeO ile bir dengede azalır. Bu durum

aşağıdaki eşitlikle ifade edilir.

[%O]=15.2 x 10-4

T-2.4 x O

Serbest oksijen alaşım elementleri ve demir ile reaksiyona girer ve

küresel şekilli oksitler oluşur (şekil 4).

61

Şekil 4. Kaynak metalinde küresel silikat inklüzyonları. Kırık yüzey

x5000

Oksitlerin çoğu silikat tiplidir. Fakat TiO2 gibi başka türleri de vardır.

Bunun yanı sıra yaprağımsı şekilli Al2O3, 2MnO gibi oksitler de vardır

(şekil 5). Küresel

oksitler nadiren homojen yapıdadır. Genellikle değişik kimyasal

kompozisyondaki tabakalardan oluşan bir yapısı vardır. Şekil 6‟da

karmaşık oksit örneği görülmektedir. Sonuç olarak küresel oksidik

inklüzyonlar kaynak katılaşmasından önce veya kaynağın kristalleşmesi

esnasında kaynak metalinde oluşabilir. Bunun ispatı interdentiritik

bölgede oksidik inklüzyonların daha yüksek konsantrasyondandır.

62

Şekil 5. Kaynak metalindeki yaprağımsı oksitler. X10000

Şekil 6. Karmaşık oksit inklüzyonu. X20000

63

Kaynağı etkileyen diğer bir gaz da hidrojendir. Hidrojen çeşitli yollarla

kaynağa girebilir. Bu yollardan biri nemli atmosferdir. Çoğunlukla

hidrojen kaynağa elektrod örtüsündeki yada cüruf yapıcıdaki nemden

girer. Bu yüzden kullanılmadan önce bunların kurutulması gerekir.

Elektrodların kurutulması için 300oC‟de 2 saat bekletilmesi tavsiye edilir

ve kullanıma kadar 105oC‟de tutulması tavsiye edilir. Son zamanlarda

neme dayanıklı bazik elektrodlar yapılmıştır ve hidroskopi dirençleri

garanti edilmiştir. Benzer olarak cüruf yapıcı da kaynaktan önce

kurutulmalıdır. Cüruf yapıcının tipine bağlı olarak kaynaktan önce

800oC‟in üzerinde tutulması gerekir. Ayrıca hidrojen kaynağa gres yada

diğer organik maddelerden girebilir.

Hidrojenin bir kaynağı özellikle karbonmonoksit gibi koruyucu gazlar

kullanıldığında yeterince koruyamayabilir. Hidrojen metalde iyon olarak

çözünebilir. Bu durum kaynakta porozite (gözenek) oluşmasına sebep

olur. CH4 (metan) oluşumu ile kaynakta kısmi dekarbürizasyon olur. Bu

durum da gözenekliliğe ve kırılganlığa yol açabilir. Şekil 7‟de FeH yada

Fe-N denge diyagramı görülmektedir. Kaynak katılaşması esnasında

hidrojenin çözünürlüğünde azalma olduğu görülmektedir. Porozite ters

bir reaksiyonla sonuçlanır, buna göre atomik hidrojen serbest yüzeylerde

moleküler hidrojene bağlanmış olur. Aşağıdaki reaksiyona göre oksitlerin

bir kısmının indirgenmesi yoluyla hidrojen gözenek oluşturmaya başlar.

FeO+H2 H2O+Fe

Yada aşağıdaki eşitliğe göre çelik dekarbürizasyona uğrar;

Fe3C+2H2 CH4+3Fe,

64

Veya sülfür ile reaksiyona girer;

MnS+H2 H2S+Mn.

Şekil 7. Fe de N ve H2çözünebilirliğinin diyagramının parçası.

Hidrojene ilave olarak porozitelerin kaynağı O2, N, CO2 gibi diğer

gazlarda olabilir. Bu durumda sadece oksijen metalurjik reaksiyonlar

esnasında değil aynı zamanda düşük ergimiş oksitler şeklinde de kaynağa

girebilir.

Azotta atmosferden kaynak metaline geçebilen bir elementtir. Özellikle

uzun ark ve yetersiz koruma durumunda azot kaynağın içine difüz

olabilir. Kaynak katılaşması esnasında N çözünürlüğü azalmaktadır.

Kaynağın kimyasal kompozisyonundaki belirli elementler için N yüksek

afinite reaksiyonuna girme isteği olabilir. Kısmen Ti, Al, bor gibi

elementlerin varlığı nitrür oluşumunu arttırır. Östenitik Cr-Ni‟li çelikler

65

kaynatıldığı zaman azotun varlığı kaynak kristalizasyon modunun

değişmesine yol açar. Ve bunun sonucunda kırılganlık olur. Normal

koşullar altında kaynaktaki azot içeriği %0,004 üzerinde olmamalıdır.

Bununla birlikte oda sıcaklığında Fe‟de azot çözünürlüğü %0,001‟i

geçemez.

Kaynak porozitelerinin nedeni exogenous oksitler yada metalurjik

reaksiyonlardan ergime süresince absorbe edilen gazlar değildir. Tozaltı

kaynağında kaynak metalinde porozite nedeni kaynaklı çelikteki düşük

ergime dereceli oksitlerin yüksek oranda bulunmasıdır.

Ayrıca vurgulanmalıdır ki, metalurjik reaksiyonların yapısı ve kaynaklı

birleştirmelerin sonuç özellikleri kaynak parametreleri tarafından

etkilendiği göz önünde bulundurulmalıdır. Bu parametrelerden; özellikle,

kutuplama, ark voltajı, amper, kaynak hızı önemlidir. Tozaltı ark

kaynağında optimum özelliklerin elde edilmesi için yukarıdaki

parametrelerin etkisi oldukça değişkenlik gösterir. Kaynak

parametrelerinin kaynak özelliklerine etkisi manuel ark kaynağında

basittir. Burada voltaj, kaynak akımı ve ergime hızı büyük oranda etki

göstermez. Kutuplama değişimi tozaltı ark kaynağında yada çıplak

elektrodla dolgu esnasında karbon içeriği üzerindeki etki dikkate

alınmalıdır.

3. Kaynak Metali KatılaĢma Durumu

Sıvı kaynak metalinin sıcaklığı katılaşma sınırının altına düştüğü zaman

katılaşma başlar. Bu işlem kaynak bütünlüğü ve mekanik özellikler için

66

oldukça önemlidir. Sıvı kaynak metali katılaşması kokilde (metal kalıp

içinde) sıvı metal katılaşmasından farklı bir işlemdir. Ancak kaynak

metali katılaşmasının bir çok özelliği sürekli metal katılaşmasına

benzemektedir. Ergime kaynağının katılaşmasında önemli olan bazı

hususlar aşağıdadır.

1. Sıvı kaynak havuzunda bazı empuriteler mevcuttur.

2. Sıvı kaynak metali havuzunda esas metal kısmen çözünür ve

sıvı kaynak metaline karışır.

3. Sıvı kaynak metalinde önemli türbülans olduğundan sıvı

metalde çok iyi karışma olur.

4. Katı ama metale göre sıvı kaynak metal hacmi küçüktür.

5. Sıvı metal içerisinde büyük sıcaklık değişimi vardır.

6. Kaynak işleminde ısı kaynağı sürekli ilerlediğinden katılaşma

davranışı kaynak hızına bağlı dinamik bir işlemdir.

Elektro curuf kaynağında olduğu gibi yüksek enerjili kaynaklarda veya

çok pasolu kaynaklarda esas metal ısındığından veya iş parçalarına ön

tavlama yapılması halinde sıcaklık değişimi sonucu katılaşma davranışı

etkilenmektedir.

Kaynak tanelerinin şekli çoğunlukla kaynak yöntemine ve

parametrelerine bağlıdır. Özellikle kaynak hızı önemli rol oynar. Kaynak

katılaşması esnasında segragasyon oluşur. Kaynak metali ilk önce kaynak

kenarları ve ısıdan etkilenen bölgedeki (ITAB) kristaller üzerinde

heterojen çekirdeklenme ile kristalizasyon başlar. Katılaşmanın ilerlemesi

epitaksiyel şekildedir. Eğer taneler kaba ise, kaynaklı birleştirmenin ilk

kristalleri de kaba olacaktır. Epitaksiyel katılaşma polimorfolojik

dönüşüm olmaksızın malzeme üzerinde gözlenebilir. Bu durum şekil 8‟de

gösterilmektedir.

67

Şekil 8. 18/8 CrNi çelikte östenitik kaynak metalinin epitaksiyel

kristalizasyonu.

Kaynak metalinin katı fazının daha ilerlemesi yapısal aşırı soğumaya

bağlıdır. Bu G/ R oranı ile tanımlanır. Burada G, sıcaklık değişim ve

R, sıvı katı ara yüzeyinde kristaslin büyüme hızıdır. Şekil 1 ve şekil 2‟de

tozaltı ark kaynak metalinin karakteristik makro yapısı görülmektedir.

Katı durumdaki sütunsal taneler sıcaklığa dik yönde büyür. Çoğu zaman

sütunsal kristallerin kristalografik oryantasyonu gözlenebilir. Kübik

kristallerin ( -Fe, Fe, Ni, Cu)bu durumda yönlenme <100> dır. Bu

kristaller sıcaklık gradyantı ile <100> yönü çakıştığı zaman en hızlı

büyür.

Kaynak hızı ve kaynağın kimyasal kompozisyonunun bir fonksiyonu

olarak iki temel tip kristalizasyon görülmektedir. Bunlar dentritik ve

68

hücresel kristalleşmedir. Daha büyük aşırı soğumada meydana gelen

dentritik kristalleşme durumunda önce birinci eksenler, sonra ikinci

eksenler ve son olarak üçüncü eksenler uzar. Eksenler diğeriyle çarpışana

kadar büyüme devam eder. Hücresel kristalleşme (daha az aşırı soğuma)

dentritik kristalleşmenin özel şeklidir. Burada eş eksenli dentritler oluşur.

İlk taneler polihedraldir. Çoğu kaynakta kristalizasyon uzamış tanelerin

büyümesiyle oluşur. Bununla birlikte belirli durumlarda uzamış taneler eş

eksenli hücrelere dönüşebilir. Hücresel yapının hacmi kaynak

parametrelerinin uygun seçimiyle önemli derecede arttırılabilir. Özellikle

darbeli kaynak denilen yöntem kullanımıyla bu sağlanabilir. Şekil 9a-

b‟de kaynak kristal taneleri gösterilmektedir. Burada şekil 9a klasik ve

b‟de darbeli kaynaktaki tanelerin yapısını göstermektedir.

Şekil 9. hücresel kristalizasyondan dentritik şekle geçiş, a-klasik, b-

darbeli kaynak.

Sütunsal taneler kristalografik oryantasyon (yönlenme) (<100>)

gösterdikleri için taneler boyundaki sınırlar düşük açılı sınırlardır.

Buralarda dentritler karşılaştığında veya onların morfolojiler hücresel

şekle değiştiğinde tane sınırlarının karakteri düşük açıdan yüksek açılı

sınırlara değişmektedir. Sülfür ve oksitler gibi kaynaktaki impuriteler

69

genellikle burada katılaşırlar. Bundan dolayı eğer temas yüzeylerinde

sütunsal taneler kaynak yönünde değişiyorsa ve karşılaşma açısı küçükse

bu bir avantajdır. Bu durum şekil 2‟de görülüyor. Bu durumda

impuriteler kristalleşmeden önce dışarı atılır ve katılaşmış kaynak metali

daha saf kalır. Kristallerin karşılaşma açısını en fazla kayna hızı etkiler.

Kaynak hızı arttıkça karşılaşma açısı da artar.

4. Segregasyon ve SıvılaĢma

Döküm işlemine benzer şekilde segregasyon işlemleri özellikle daha

geniş kaynak havuzlarında kaynak esnasında gözlenebilir. Segregasyon

yüksek ergime dereceli elementin yüksek konsantrasyonu ile saf metalin

dentrit kolları arasında oluşur ve dentritler arası boşluklar düşük

ergiyebilir parçacıklar ile dolar ve bunlar ötektik oluşturur.

Segregasyonun önemi kaynağın kaynağın kimyasal bileşimine ve

parametrelerine bağlıdır. Örneğin kristalleşmenin ilk adımı -Fe‟se, -Fe

de daha fazla oksijen ve sülfür çözebilir, östenit kristalleşmenin birinci

aşamasında iken segregasyon daha küçük olacak ve impuriteler ergiyiğe

geri dönmeyecektir. Bundan dolayı yapı çeliklerinin kaynağında

peritektik noktanın solunda (şekil 10) veya östenitin sağında kaynak

kristalizasyon işlemi önemlidir. Yapısal çeliklerin kaynağında -Fe gibi

kristalizasyon için düşük karbon içeriği ön koşuldur. Alaşım

elementlerinin varlığı özellikle Mn ve Ni yada esas malzeme ile kaynağın

karışması östenitin kristalizasyonuna izin verir.

70

Şekil 10.Bir peritektik reaksiyon ile Fe-C denge diyagramının bir parçası.

Bir kaynağın kimyasal kompozisyonunda elementlerin üniform

dağılımını etkileyen ikinci faktör difüzyondur. Difüzyon bir kaynağın

kimyasal kompozisyonunun üniform olmasına neden olur. Difüzyon

koşulları sağlanmadıkça (örneğin yüksek sıcaklıkta kısa zaman durması

gibi) kimyasal kompozisyondaki eşitsizlik daha büyük olacaktır.

Diğer bir faktör ise kristallerin türü ve boyutudur. Kaba dentrit büyümesi

koşulları altında ince dentrit kristalleşmesi ve hücresel kristalleşmeye

göre segregasyon daha fazla göze çarpmaktadır. Sıvı-katı aralığı darsa

geniş katılaşma aralığına göre segregasyon daha az belirgin olur. Benzer

olarak kristalleşme durumunda segregasyon elementlerinin maksimum

çözünebilirliği segregasyon işlemini etkiler. Çizelge 1‟de -Fe ve -Fe

içerisinde ötektiğe göre ergime sıcaklığında bazı elementlerin maksimum

çözünebilirliği verilmiştir.

71

Çizelge 1. Fe içerisinde bazı elementlerin çözünebilirliği.

Çizelgeden de görüldüğü gibi sülfür -Fe‟de östenittekine göre daha

yüksek çözünebilirliğe sahiptir. Eğer bir sonraki segregasyon göz önünde

bulundurulursa sülfür ötektik oluşacağı kuvvetle muhtemeldir ve bundan

sonra kaynak çatlaması oluşacaktır. Bu sülfürler 1610 oC‟lik ergime

sıcaklığı ile -MnS şeklinde mangana bağlanacaktır. MnS ler değişik

yollarla kaynakta gözlenebilir. Şekil 11‟de Fe-Mn-S sisteminin Fe-MnS

diyagramı gösterilmektedir. Diyagrama göre MnS,

sıvı -Fe+MnS, ötektik reaksiyon sonucu oluşabilmektedir ve -

Fe‟den MnS‟ün çökelmesi yoluyla veya -Fe -Fe+MnS ötektik

reaksiyonla veya östenitten MnS‟ün çökelmesi yoluyla olaşabilmektedir.

Tüm bunlara rağmen sülfürün çoğu katı çözeltide çözünmüş olarak

kalabilir. Sonuçta daha ileri kaynak işlemi esnasında –tanelerinin

sınırlarında toplanabilir.

72

Şekil 11. Fe-MnS denge diyagramı.

Bilinmektedir ki sülfürler kaynaklı birleştirmede oksi sülfürler gibi

küresel şekilde çökelebilirler. Ötektik veya ötektoid reaksiyonların bir

sonucu olarak sülfürlerin çökelmesi kırılganlığa sebep olduğu için

istenmeyen bir durumdur. Şekil 12-a‟da yüksek dayanımlı çelikte

kaynaklı birleştirme mikroyapısını, şekil 12-b‟de ise ötektik sülfürün

kırılma yüzeyi görülmektedir.

73

Şekil 12. a- yüksek dayanımlı çeliğin kaynaklı birleştirme

mikroyapısı x200, b- aynı çeliğin ötektik sülfürlü kırılma yüzeyi.

CrNi‟li paslanmaz çeliklerin kaynağında katılaşmada ilk faz en önemlidir.

Bu en az %12 Cr sonra Ni ve diğer alaşım elementlerini (Mn, Mo, Si...)

içerir. Şekil 13 %70 için Fe-Cr-Ni üçlü faz diyagramını göstermektedir.

74

Şekil 13. %70 Fe için Fe-Cr-Ni faz diyagramı.

Diyagramdan görüldüğü gibi bu çelikler (%18 Cr, %Ni) –Fe, -Fe, + -

Fe olarak kristalleşebilirler. Fakat dönüşüm soğuma esnasında olabilir.

Lippold ve Savage‟ye göre şekil 13‟deki diyagramdaki beş bölge göze

çarpmaktadır. Bunlar:

1- Çelik önce östenit olarak kristalleşir ve Ferrit‟in belli bir miktarı

tanelerarası boşluklarda çökelebilir. Yeterli yükseklikteki Cr/Ni

oranı ile bu tip ferrit oda sıcaklığına kadar kararlıdır.

2- Çelik ilk önce ferrit olarak kristalleşir, soğuma esnasında iki fazlı

bir bölgede + –ferritin kimyasal kompozisyonunda değişme

75

olmaksızın östenite dönüşür. Kalıntı ferrit vermikular bir yapıya

sahiptir.

3- Çelik önce -Fe olarak kristalleşir bu -Fe yüksek sıcaklıklarda

kararlı kalır.

4- Bu durumda çelik + karışım olarak kristalleşir, bununla birlikte

soğuma esnasında difüzyonun bir sonucu olarak çoğunlukla

östenite dönüşür.

5- 5. bölgede ferritik çelikleri gösterir.

Yüksek sıcaklık dönüşümleri, çeliğin bütünlüğü üzerende temel etkiye

sahiptir. Kaynak kristalizasyonunun tipi makro dağlama ile izlenebilir.

Kaynağın makroyapısında, çeliğin bütünlüğü kontrol edilir. Örneğin;

çatlakların varlığı, ergime kusurları, gözenek, curuf partikülleri, kök

pasonun doğru kaynağı, kök geometrisi, esas malzeme için koruyucu

tabakanın düzgün geçişi, kaynağın üstünde ve altındaki kesikler. İlave

olarak döküm makroyapısı gibi oluşumlar kontrol edilir. Kaynak örneği

sütunsal kristallerin uzunluğu, kristallerin karşılaşma açısı, yeniden

kristalleşmiş kaynak hacmi yüzdesi, farklı tabakalar boyunca iyi

nüfuziyet gibi makroyapıda ısıdan etkilenen bölgenin genişliği kontrol

edilir.

Şunu da unutmamak zorundayız ki; kaynakmetali, ergimiş metal ile dolgu

metalinin bir karışımıdır.

76

5. Mikroyapısal DönüĢümler

Kaynak metallerinin mekanik özellikleri sadece kimyasal bileşime ve

saflığa bağlı değildir, aynı zamanda mikroyapıya da bağlıdır. Çünkü

ferrir mikroyapısal dönüşüm hareketinin kinetiğinin ve mekanizmasının

çalışması önemlidir. Kaynak metalindeki mikroyapısal dönüşümler ITAB

daki dönüşümlerdeki bölgeden farklıdır. Çünkü onlar kaynak

kristalleşmesinden sonra meydana geldiği için tekrarlanmaz. Kaynak

metalinin diğer bir karakteristiği ITAB‟a göre daha belirgin gerilim ve

gerinim yaşlanması sonucudur. İlave olarak kaynak metalleri genellikle

kaynatılmış çeliğe göre daha düşük karbon içeriğine sahiptir. Kaynak

metallerindeki dönüşüm işlemlerini ölçmek için dilatometrik metotlar ve

sıcaklık eğrileri metotları uygulanır. Bu metoda uygun bir termokopul

kristalleşen kaynağın içine yerleştirilir. Bu metotlar kaymak metallerinde

östenit dekompozisyon diyagramlarının oluşturulmasının sağlar. Benzer

olarak ITAB içinde geçerlidir. E-B-215 elektordunun kaynak metali için

bölge diyagramı şekil 14‟de görülmektedir.

77

Şekil 14. Kaynak metal elektrodu E-B-215 in östenit dekompozisyon

diyagramı.

Yapısal çeliklerin kaynak mikroyapıları ITAB‟ın mikroyapısından

farklıdır. Buradaki ilk yapı asiküler ferrittir. Asiküler ferritin kontrolü

haddelemeden sonra mikro alaşımlanmış çeliklerde kaynak metallerinde

çökeldiğini biliriz. Asiküler ferrit kaynak metallerinde temel olarak ferrit

oksidik inklüzyonların heterojen çekirdeklenmesinin bir sonucu olarak

oluşur.

Kaynak metalinin negatif sıcaklıklarda yeterli tokluğa sahip olması için

oksijen içeriği 300-500 ppm‟i geçmemelidir. Eğer oksijen içeriği düşükse

küresel oksidik inklüzyonların düşük oranları görülür, asiküler ferrit

78

miktarı önemli derecede azalır. Kaynak metalinde asiküler ferritin yapısı

şekil 15‟de gösterilmektedir.

Şekil 15. Tozaltı ark kaynak metalinde asiküler ferritin

morfolojisi, a-x200, b- x15000.

Şekil 15‟deki mikroyapıya göre şu sonuçlar söylenebilir.

1. ilk ferrit; eğer ferrit polihedral yapıya sahipse östenit

tanelerinin yada polihedral ferritin tane sınırlarında çökelir.

2. ikinci bir fazla bileşik ferrit (şekil 16)

3. ferrit karbür topluluğu

4. martenzit veya kalıntı östenit adacıkları

79

Şekil 16. Tozaltı ark kaynağında plaka ferritler x200.

Kaynak metalinin ideal mikroyapısı, asiküler ferritin çok düşük tane

boyutundan dolayı yeterli dayanıma ve tokluğa sahiptir. Buna zıt olarak

ilk ferritin varlığı veya martenzit-östenit varlığı kaynak kırılganlığına

sebep olur (şekil 17).

80

Şekil 17. kaynak metalinde martenzit-östenit bileşiği. X20000.

6. Kaynak Metalinin Özellikleri

Kaynak metali için en gerekli özellikler tokluk ve dayanımdır. Kaynak

metalinin özellikleri, esas metalin tokluk ve dayanım özellikleri ile

karşılaştırılamaz. Akma dayanımının çekme dayanımına oranı Rl/Rm,

esas malzemeye göre kaynaklarda daima daha yüksektir. Bunun için,

kaynak metali ve kaynatılmış çeliğin eşit dayanımı gerekliyse, kaynak

metalinin akma gerilmesi daha yüksek olacaktır. Mikroyapısal

parametreler, metallerin kimyasal bileşimleri ve metallerin özellikleri

arasında oluşmaktadır. Kaynak metallerinin özellikleri, mikroyapıdan,

tane boyutundan, çökelme işleminden, yaşlanmadan belirgin şekilde

etkilenir. Mikroyapı ise kaynak parametrelinden önemli ölçüde etkilenir.

81

Dar kaynak durumunda, genellikle dar aralık ark kaynağında, kaynak

heterojenliğinden etkilenen kaynak kenarları ergime tipine daha çok

bağlıdır. Şekil 18‟de östenitli yapısal çeliklerin kaynak kenarlarındaki

ergime altı durumu gösterilmektedir.

Şekil 18. östenitik kaynak metali ile yapısal çeliklerin kaynağında kaynak

kenarının ergime altı durumu.

Şekil 19. dar aralık kaynaklı birleştirmenin makroyapısını gösteriyor.

Kaynaklı birleştirmenin makroyapısı elektrocuruf kaynağında mekanik

özellikler üzerinde bir etkiye sahip olacaktır. Şekil 20‟ye göre kalın

taneler, kaynağa uygun plastik özellikleri sağlayamaz.

82

Şekil 19. 100 mm lik kalınlığındaki dar aralık kaynağının makroyapısı.

83

Şekil 20.

Kaynak metali makroyapısı sadece soğuma hızından etkilenmediği, ikinci

faz partiküllerinden de etkilendiği (çekirdeklenmenin ilerletilmesi yoluyla

yüksek sıcaklık dönüşüm ürünlerinin oluşuna yardımcı olduğu) önceden

bildirilmişti. Bizim gözlemlerimize göre; sadece mikroyapı tipi önemli

rol oynamaz, aynı zamanda bileşenlerde önemlidir. Yapıdaki martenzit-

östenit toplulukları dezavantajdır. Bunlar düşük klivaj kırılma enerjisine

sahiptir ve klivaj kırılma yayılması için tekrar başlama merkezleri

hazırlayabilir. İkinci faz partikülleri (oksit inklüzyonları, karbür veya

nitrürler) iki rol oynar. Bunların rolü önemlidir. Bunlar:

a. onlar asküler ferritin optimum bir mikroyapısının oluşmasını

sağlar,

84

b. onalrın varlığı, tane boyutunun etkileri, yeniden kristalleşmiş

bölgede, tane büyümesini engeller.

c. Alaşım elementlerinin (Ti, Nb, V vb.) nitrürleri ve karbonitrürleri

kimyasal olarak azota bağlanır, yaşlanma için kaynağı daha

dirençli yapar.

Ters etkileri de vardır ki, bunlar kaynakta çökelti kırılganlığına sebep

olur, süneklikte azalma olur. Bunu için, kaynak metalinde ideal özellikler

için, kimyasal bileşim ve kaynak türü arasında optimumluk

sağlanmalıdır. Günümüzdeki çelikler için –70oC veya daha düşük bir

çentikli tokluk geçiş sıcaklığı elde etmek problem değilse, -40oC lik ark

kaynak metalinde geçiş sıcaklığı sadece belirli koşullar altında elde

edilebilir. X80 kaliteli gaz boru hattı çelikleri kaynak metalinin karmaşık

bir alaşımlanmasını gerektirir, x100 çelikleri günümüzde pratik olarak

kaynatılamaz.

Kaynağın tokluk özellikleri, haddelenmiş veya şekillendirilmiş

çeliklerinkine göre en düşüktür. Gevrek kırılma testlerinde iyi kaliteli

kaynak elde edilmesinde durum daha karmaşıktır.

Genellikle tokluk ve dayanıma ilave olarak,kaynağın yorulma özelliği de

gereklidir. Kaynatılmış makine parçaları eğme testi ile değişik

yüklemeler için test edilir. Kaynak metalinin yorulma özelliği, esas

metalinkinden düşüktür. Yorulma özelliği temel olarak kaynak

yüzeyinden etkilenir ve inklüzyon konsantrasyonundan az etkilenir.

Memnun edici yorulma özellikleri elde etmek için kaynak metalleri

yeterli saflıkta olmalıdır.

85

Benzer bir sonuç kaynağın refrakterlik özelliği için uygulanabilir.

Kaynaktaki daha düşük karbon içeriği nedeniyle kaynağın sürünme

dayanımı kaynatılmış çeliklerle karşılaştırıldığında daima daha düşüktür.

Kaynak metali özellikleri sadece dolgu malzemesinin kimyasal

bileşiminden etkilenmez, aynı zamanda kaynatılmış olan çeliğin kimyasal

bileşiminden ve kaynak türünden de etkilenir. Kaynak türü metalurjik

reaksiyonların karakterini belirler. Kaynağın soğuma hızından az

etkilenir. Kaynak metali özellikleri bir sonraki bölümün konusudur.

86

5.1. Kaynak Metalinin KatılaĢma Özellikleri

7.

5.2. Kaynak Metal Hacmi

Elektrik ark kaynak yöntemlerinde kaynak metal alanı sıvı metal

hacmini göstermekte olup bu miktar kaynak parametreleri ile değişir.

Kaynak metal hacmi kaynak akımının artışı ile büyürken kaynak hızının

artması ile azalır. Kaynak metal alanı ile ITAB‟daki sertlik arasında ilişki

vardır. Sıvı metal miktarı arttıkça kaynak bölgesinin soğuma hızı

azaldığından sertlikte düşme olmaktadır. Ayrıca kaynak metal miktarı

arttıkça, mukavemet düşer.

Kaynak metal hacmi ve şekli ısı girdisi ve kaynak hızına bağlı

olduğunu daha önce ifade etmiştik. Şekil 5.2.‟de ısı akısı ve türbülansın

şematik gösterimi verilmiştir.

ġekil 5.2. Isı Akısı ile Kaynak Metali ġekli

87

Ayrıca kaynak metalinde kaynak sırasında yüksek miktarda

türbilans olmaktadır. Şekil 5.3.‟de ise kaynak metalindeki türbilans ve

kaynak metal sıcaklığı şematik olarak gösterilmiştir.

ġekil 5.3. Kaynak Metali ısı Dağılımı ve Türbilans

5.3. Kaynak Metali Kimyasal BileĢimine Tesir Eden Faktörler

Kaynak metali kimyasal bileşimini, kaynak metali havuzu içinde

yüksek sıcaklıkta meydana gelen kimyasal reaksiyonlar kontrol eder.

Kaynak elektrot çekirdeği, örtü maddesi kimyasal bileşimi, koruyucu gaz

veya toz altı kaynaklarında koruyucu tozun bileşimi önemlidir. Ayrıca

kaynak metalinde ki deoksidason reaksiyonları kaynak metali kimyasal

bileşimini, sonuç mikro yapıyı ve mekanik özellikleri etkiler.

Kaynak metalindeki deoksidasyon reaksiyonları, sıvı çelik,

potadaki reaksiyonlarından farklıdır. Sıvı çelik potasında sıvı metal

miktarı fazla olduğundan deoksidasyon reaksiyonları homojendir, ve eş

sıcaklık eğrileri mevcuttur. Kaynak metalinde ise sıvı metal kütlesi az

88

olduğundan reaksiyonlar çok hızlı değişen şartlarda gerçekleşir.

Dolayısıyla sıvı metalin katılaşması 5 – 10 sn içinde gerçekleşmektedir.

Elektrik ark kaynağında kaynak metal havuzu iki kısımdan

oluşmaktadır. Bunlar;

1. Kaynak metal havuzunun sıcak bölgesi : Bu bölgenin sıcaklığı

1800oC‟nin üzerindedir ve Şekil 5.3.‟de görüldüğü gibi büyük bir

türbülans vardır. Sıvı metalin oksidasyonu ve deoksidasyonu bir

arada meydana gelir. Yüksek türbülansdan dolayı çökelen curuf

yoğunluk farkıyla sürekli olarak yüzeye çıkarak metalden ayrılır.

2. Kaynak havuzunun soğuk bölgesi : Bu bölgenin sıcaklığı

1800oC‟nin altındadır ve karıştırma azdır. Çöken curufun büyük

kısmı sıvı metalden ayrılamaz ve katı metalde ince dağılmış halde yer

alır.

Oksijen olan ortamda ark kaynağı yapıldığında sıvı kaynak metali

ile çevresi arasında reaksiyonlar meydana gelir. Curuf korumalı

kaynaklarda oksijenin ana kaynağı tozun kendisidir. Tozda olan demir

oksit, mangan oksit, silika veya titan oksit kolayca oksitlenme olur.

Örtü maddesinin metal oksitlerine bağlı olarak toz baziklik

indeksi tanımı getirilmiştir. Baziklik indeksi; bazik oksitlerin asidik

oksitlere olan oranıdır.

oksitler Asidik

oksitlerBazik Bi

) ZrO TiO OAl(2

1 SiO

........ CaO MgO CuO Bi

22322

BI = 0 – 3 arasında değişir. BI‟ ne göre örtünün karakteri

belirlenir. Buna göre;

BI < 1 Örtü asit karakterli

89

1 < BI <1,5 Örtü nötr karakterli

1,5< BI < 2,5 Örtü yarı bazik karakterli

2,5 < BI Örtü bazik karakterli

Örtünün baziklik oranı arttıkça kaynak metalindeki oksijen en aza

iner dolayısıyla kaynak metalindeki kalıntılarda en aza inmiş olur. Ayrıca

baziklik artarsa ergimiş metal içindeki sülfür miktarı da azalır ancak

fosfor etkilenmez. Bazik örtüler kötü kabiliyet vermesine rağmen

kalıntılar az olduğundan tokluğu artırır.

Örtünün asitliği; çok iyi kaynak özellikleri verir. Kaynak arkını

dengeler ve elektrodun kolay ayrılmasını sağlar. Ancak asit örtü kaynak

metali içinde yüksek miktarda kalıntılar sebep olarak metalin tokluğunu

azaltır. Bunun için yarı bazik karakterli örtüler idealdir. Bunlarda

maksimum tokluk elde edilir.

5.4. Kaynak Isısı ve Isı AkıĢının Kaynak Bölgesine Etkisi

Kaynak bölgesine giren ısı miktarı ön tavlama sıcaklığı, kaynak

geometrisine bağlı ısı transferi özellikleri, kaynak edilen parçaların ısı

iletim özellikleri, kaynak hızı gibi şartlar kaynak bölgesinde sıcaklık

değişimi etkilendiğin Bölüm 4‟te açıklanmıştı.

Kaynak metal bölgesinin geometrik şeklinin bulunmasında ısı

akış denkleminin çözümü gereklidir. Kübik bir kafeste ısı akışı

0 T

(T) pc - Q 2

)T

( 2

)T

( 2

)T

( T

T )

2z

T2

2

T2

2

x

T2

( T zzyxy

= Isı iletim katsayısı

C = Özgül ısı

90

P = yoğunluk

T = sıcaklık

Q = Birim hacme gelen kaynak ısı girdisi

Eğer kaynak havuzunun geometrisi sabit bir şekli korursa hızı ile

kristal büyümesi (katılaşma olayı) arasında bir bağıntı mevcuttur. Şekil

5.4. üzerinde bu durum incelenirse, kaynak metalinin likudüs sıcaklığının

izotermi görülmektedir.

ġekil 5.4. Kristal Büyümesi ile Kaynak Hızı Arasındaki iliĢki

İlk kristal büyümesinin liküdüs izotermine dik doğrultuda

meydana geldiğini kabul edelim. Eğer kaynak hızı V, kristal büyüme hızı

R vektörü ile gösterilirse iki vektör oranındaki bağıntı;

R = V. CosQ

Eşitliği şeklindedir. Bu denklemde Q iki vektör arasındaki açıdır.

Kaynak ilerleme merkez çizgisi, hattı üzerinde olan kristallerin büyümesi

en büyük hızda olacaktır. (Q = 0). Kaynak ilerleme hattına dik doğrultuda

(Q = 90) kristal büyümesi en yavaş olacaktrı. Bu olay kaynak metalinin

mikroyapısı ve tokluğu üzerinde önemli etkiler yapacaktır. Şekil 5,5‟de

görülen farklı kaynak hızının sıvı metal katılaşmasına etkisi yakından

91

incelenirse yavaş kaynak ilerleme hızında Şekil 5.5a.‟da kristal büyümesi

ilerleyen ısı kaynağından geri kalmadan düzenli ve simetrik olarak

gerçekleşmektedir. Kaynak ilerleme hızı artırıldığında (Şekil 5.5b)

liküdüs izoterminin şekli ve boyutu değişmektedir, sıvı metal havuzu

küçülmektedir. Bunun sonucu olarak büyüyen kristaller kaynak merkez

çizgisinde ani doğrultu değişiklikleri yaparak kaynak metalinde

sürekliliği korumaktadır. Büyüme doğrultusunda ani, kesikli yön

değiştirmeler merkez hattında segregasyon ihtimalini artırmakta ve

kaynak metalinin tokluğuna zarar vermektedir.

Düşük hız

a)

Yüksek hız

b)

ġekil 5.5. Kaynak Hızının Kaynak Metali Kristal Büyüme Modeli

ve Kaynak Metalinin ġekline Tesiri

Kaynak metalinde kristal büyümesinin isotropik olduğu ve

kaynağın en dik sıcaklık gradyeni boyunca kristal büyümesinin meydana

geldiği kabul edilmişti. Gerçekte ise bazı tercihli kristalo grafik

doğrultularda kristal büyümesi gerçekleşmektedir. YMK ve HMK

metallerin tercihli büyüme doğrultusu <100> doğrultusudur. Bu

metallerin kristal kafesinde <100> doğrultuları atom yoğunluğunun en

92

düşük olduğu doğrultulardır. Bu doğrultularda kristalleşme diğer

doğrultulara nazaran daha kolay gerçekleşmektedir. Kristalleşme

doğrultusunun etkisini de dikkate alarak kristal büyümesi ile kaynak hızı

rasındaki bağıntı şöyle yazılabilir.

R1 = K. Cos Qd

Burada R1; gerçek büyüme hızıdır. Qd ise en dik sıcaklık gradyeni

ile uygun <100> kristal büyüme doğrultusu arasındaki açı olup Şekil

5.6.‟da şematik olarak gösterilmiştir.

ġekil 5.6. Max. Sıcaklık Gradyeni Dik Kristal Büyemesi R ile

Uygun <100> Doğrultusunda Kristal Büyümesi (Rı)

Arasındaki ĠliĢki

En dik sıcaklık gradyeni ile <100> doğrultusu çakıştığında

( d = 0) en hızlı kristal büyümesi meydana gelir.

Kaynak sırasında kaynak ısı kaynağı ilerledikçe en dik sıcaklık

gradyeninin doğrultusu belirgin olarak değişiklik göstermektedir. Belli

bir <100> doğrultusunda büyümekte olan kristal bu doğrultu değişimine

uyum gösterememektedir.

Kristal büyümesinin sürekliliğini devam ettirmek için katılaşan

kristallerin yön değiştirmesi gerekir. Bu da mevcut kristallerden uygun

<100> doğrultuda yeni kristallerin oluşumu ile gerçekleşmektedir. Bu

93

durum Şekil 5.7.‟de görülmektedir. Mevcut kristallerin yüzeyinde yeni

kristal çekirdek oluşumunu ve çekirdeklerin büyüdüğü kabul

edilmektedir.

ġekil 5.7. KatılaĢma Sırasında En Dik Sıcaklık Gradyenine

Uygunluk Halinde Yeni Kristallerin OluĢumu

94

5. 5. Epitaksiyel KatılaĢma

Kaynak tanelerinin şekli çoğunlukla kaynak yöntemine ve

parametrelerine bağlıdır. Özellikle kaynak hızı önemli rol oynar. Kaynak

katılaşması esnasında segragasyon oluşur. Kaynak metali ilk önce kaynak

kenarları ve ısıdan etkilenen bölgedeki (ITAB) kristaller üzerinde

heterojen çekirdeklenme ile kristalizasyon başlar. Katılaşmanın ilerlemesi

epitaksiyel şekildedir. Eğer taneler kaba ise, kaynaklı birleştirmenin ilk

kristalleri de kaba olacaktır. Epitaksiyel katılaşma polimorfolojik

dönüşüm olmaksızın malzeme üzerinde gözlenebilir. Bu durum şekil 8‟de

gösterilmektedir.

Şekil 8. 18/8 CrNi çelikte östenitik kaynak metalinin epitaksiyel

kristalizasyonu.

Kaynak metalinin katı fazının daha ilerlemesi yapısal aşırı soğumaya

bağlıdır. Bu G/ R oranı ile tanımlanır. Burada G, sıcaklık değişim ve

95

R, sıvı katı ara yüzeyinde kristaslin büyüme hızıdır. Şekil 1 ve şekil 2‟de

tozaltı ark kaynak metalinin karakteristik makro yapısı görülmektedir.

Katı durumdaki sütunsal taneler sıcaklığa dik yönde büyür. Çoğu zaman

sütunsal kristallerin kristalografik oryantasyonu gözlenebilir. Kübik

kristallerin ( -Fe, Fe, Ni, Cu)bu durumda yönlenme <100> dır. Bu

kristaller sıcaklık gradyantı ile <100> yönü çakıştığı zaman en hızlı

büyür.

Kaynak hızı ve kaynağın kimyasal kompozisyonunun bir fonksiyonu

olarak iki temel tip kristalizasyon görülmektedir. Bunlar dentritik ve

hücresel kristalleşmedir. Daha büyük aşırı soğumada meydana gelen

dentritik kristalleşme durumunda önce birinci eksenler, sonra ikinci

eksenler ve son olarak üçüncü eksenler uzar. Eksenler diğeriyle çarpışana

kadar büyüme devam eder. Hücresel kristalleşme (daha az aşırı soğuma)

dentritik kristalleşmenin özel şeklidir. Burada eş eksenli dentritler oluşur.

İlk taneler polihedraldir. Çoğu kaynakta kristalizasyon uzamış tanelerin

büyümesiyle oluşur. Bununla birlikte belirli durumlarda uzamış taneler eş

eksenli hücrelere dönüşebilir. Hücresel yapının hacmi kaynak

parametrelerinin uygun seçimiyle önemli derecede arttırılabilir. Özellikle

darbeli kaynak denilen yöntem kullanımıyla bu sağlanabilir. Şekil 9a-

b‟de kaynak kristal taneleri gösterilmektedir. Burada şekil 9a klasik ve

b‟de darbeli kaynaktaki tanelerin yapısını göstermektedir.

96

Şekil 9. hücresel kristalizasyondan dentritik şekle geçiş, a-klasik, b-

darbeli kaynak.

Sütunsal taneler kristalografik oryantasyon (yönlenme) (<100>)

gösterdikleri için taneler boyundaki sınırlar düşük açılı sınırlardır.

Buralarda dentritler karşılaştığında veya onların morfolojiler hücresel

şekle değiştiğinde tane sınırlarının karakteri düşük açıdan yüksek açılı

sınırlara değişmektedir. Sülfür ve oksitler gibi kaynaktaki impuriteler

genellikle burada katılaşırlar. Bundan dolayı eğer temas yüzeylerinde

sütunsal taneler kaynak yönünde değişiyorsa ve karşılaşma açısı küçükse

bu bir avantajdır. Bu durum şekil 2‟de görülüyor. Bu durumda

impuriteler kristalleşmeden önce dışarı atılır ve katılaşmış kaynak metali

daha saf kalır. Kristallerin karşılaşma açısını en fazla kayna hızı etkiler.

Kaynak hızı arttıkça karşılaşma açısı da artar.

7. Segregasyon ve SıvılaĢma

Döküm işlemine benzer şekilde segregasyon işlemleri özellikle daha

geniş kaynak havuzlarında kaynak esnasında gözlenebilir. Segregasyon

yüksek ergime dereceli elementin yüksek konsantrasyonu ile saf metalin

97

dentrit kolları arasında oluşur ve dentritler arası boşluklar düşük

ergiyebilir parçacıklar ile dolar ve bunlar ötektik oluşturur.

Segregasyonun önemi kaynağın kaynağın kimyasal bileşimine ve

parametrelerine bağlıdır. Örneğin kristalleşmenin ilk adımı -Fe‟se, -Fe

de daha fazla oksijen ve sülfür çözebilir, östenit kristalleşmenin birinci

aşamasında iken segregasyon daha küçük olacak ve impuriteler ergiyiğe

geri dönmeyecektir. Bundan dolayı yapı çeliklerinin kaynağında

peritektik noktanın solunda (şekil 10) veya östenitin sağında kaynak

kristalizasyon işlemi önemlidir. Yapısal çeliklerin kaynağında -Fe gibi

kristalizasyon için düşük karbon içeriği ön koşuldur. Alaşım

elementlerinin varlığı özellikle Mn ve Ni yada esas malzeme ile kaynağın

karışması östenitin kristalizasyonuna izin verir.

Şekil 10.Bir peritektik reaksiyon ile Fe-C denge diyagramının bir parçası.

Ergitmeli kaynaklarda ana metalin bir kısmı ergir ve kaynak

metali havuzuna karışır. Kaynak sırasında ana metal bölgesel olarak

ergime sıcaklığı üzerine ısınarak ergir. Ergiyen kısma komşu ana metalde

aşırı ısınma ile tane irileşmesi meydana gelir.

98

Ergitme kaynaklarında katılaşmanın başlangıcı ana metalin

tanelerinden ilk kristalleşme olması ile gerçekleşmektedir. Bu tür

katılaşmaya eptaksiyel katılaşma adı verilmektedir. Şekil 5.8.

ġekil 5.8. KatılaĢmanın ve Dentiritlerin OluĢum AĢamaları

Epitaksiyel katılaşma heterojen bir işlem olup Şekil 5.9.‟da

gösterilmiştir. Ana metalin sıvı metale temas eden yüzeyinde katı bir

kristal çekirdeği oluşmuştur. Çekitredin geometrik şekli sistemdeki farklı

yüzey enerjilerine bağlıdır. Ana metal – sıvı metal yüzey enerjisi AS, katı

kaynak metali ile sıvı yüzey arasındaki enerji KA, ve katı kaynak metali

ile ana metal yüzeyi arasındaki yüzey enerjisi KS ile gösterelim. KS

yüzey enerjisinin izotropik olduğunu kabul edersek bütün sistemin ara

yüzey enerjisinin minimum olması için çekirdeğin küresel bir başlık

şeklinde olması gerekir. Bu başlığın ana metal yüzeyi ile yaptığı açı ile

99

gösterilip bu açıya ıslatma açısı denir. Yüzey enerjilerinin sebep olduğu

kuvvetlerin dengelenmesi ile ısıtma açısı değişir.

ġekil 5.9. Ana Metalin Ergime Sınırında Epitaksiyel KatılaĢma ile

Heterojen Çekirdek OluĢumu

AS = KA + KS x Cos

Bu denklem ıslatma açısı ara yüzey enerjilerine göre aşağıdaki

gibi bulunur.

KS

KAAS

γ

γ- γ Cosψ

100

İlk katılaşma epitaksiyel olarak oluşur ve çekirdeğin kimyasal

bileşimi ana metalin kimyasal bileşimine çok yakındır. Bu nedende

AS = AK ve KS = 0 kabul edilir. Bu kabulden = 0 olarak bulunur.

Bu nedenle katılaşmanın meydana gelebilmesi için önemsiz bir

engel vardır. Yani katılaşmanın başlaması için sıvı metalin aşırı soğuması

gerekmez ve ana metalin tane yüzeylerine üniform olarak küçük çekirdek

teşekkülü ile katılaşma başlar. Kaynak metalinin katılaşma mekanizması

döküm katılaşmasından önemli bir farklılık göstermektedir. Çünkü

döküm katılaşmasında mutlaka aşırı soğuma meydana gelir ve

katılaşmanın başlaması için yeteri kadar büyük bir çekirdeğin teşekkül

etmesi gerekir. Dökümlerdeki katılaşma genellikle kalıp yüzeyindeki

muhtelif süreksizliklerden başlar. Sıvı metal ile çekirdek bileşimi büyük

fark gösterdiğinden ıslatma açısı da büyük olur. Şekil 5.10.‟da döküm ve

kaynak katılaşmasında kritik çekirdek çapı ile serbest enerjinin değişimi

görülmektedir. Katılaşma ile sistemin serbest enerjisi azalımıdır. Kaynak

metali epitaksiyel olarak katılaştığından kritik çekirdek çapı yoktur. Ana

metal yüzeyinde oluşan küçük çekirdeklerden katılaşma başlar.

Dökümlerde ise kritik çekirdek çapına ulaşana kadar sıvı metal aşırı

soğur ve kritik çekirdek oluşumundan sonra katılaşma meydana gelir.

101

ġekil 5.10. Kaynak Metali ve Döküm KatılaĢmasında Serbest Enerji

DeğiĢimi

5. 6. Kaynak Metalinde Hücresel ve Dentritik KatılaĢma

Şekil 5.11.‟de verilen ikili denge diyagramında görüleceği gibi

sıvının konsantrasyonu (%B) oranı arttıkça katılaşma sıcaklığı (TE)

azalmaktadır. Bu; sıcaklıktaki düşme sıvının bileşimi ötektik bileşime

ulaşıncaya kadar devam eder.

ġekil 5.11. Ġkili bir sistemde X0 alaĢımının dengesiz halde

katılaĢması

Eğer sıvı kaynak metalinin sıcaklığı katılaşma sıcaklığından

düşük olursa sıvı aşırı soğuma göstermiş olur yani Şekil 5.12.‟deki taralı

102

alandaki sıvı aşırı soğumuştur. Bu aşırı soğuma kimyasal bileşim

değişiminden kaynaklandığı için yapısal aşırı soğuma adını almıştır.

Yapısal aşırı soğuma katılaşma mikro yapısını etkilemektedir.

Yapısal aşırı soğuma şartlarında büyüyen bir düzlemsel katı – sıvı

ara yüzeyi düşünelim. Bu ara yüzeyden Şekil 5.13.‟de görülen küçük bir

yumru büyüdüğünü kabul edelim. Normal şartlarda yumru daha sıcak sıvı

ile temas ettiğinde tekrar eriyecektir.

ġekil 5.12. Kararlı katılaĢmada kimyasal bileĢim ve ergime sıcaklığı

değiĢimi

Eğer yumrunun önündeki sıvı aşırı soğuma göstermiş ise yumru

ergimeyecektir. Yumrunun ucundaki sıcaklık düzlemin sıcaklığından

daha fazla olmasına rağmen sıcaklığı likudus sıcaklığından daha düşük

103

olduğundan katı halde kalabilmektedir. Yapısal aşırı soğuma için kritik

sıcaklık gradyenini tarif etmek gerekir.

ġekil 5.13. Düzlemsel bir ara yüzeyde yapısal aĢırı soğuma ile

yumru büyümesi

Kararlı katılaşmada düzlemsel ara yüzeyin ilerleme hızı için şu

şartlar yerine getirilmelidir.

I

31

L

RD

)T - (T T

Burada;

T; Sıcaklık

D; Sıvıda yayınma katsayısı

Rı; Kristal büyüme hızı

Yapısal aşırı soğuma için

dir.' D

T - T

R

T 3 1

I

L Bunun için Rı yerine

104

Rı = VxCos eşitliğinden, VxCos yazılırsa

D

)T - (T

VxCosθ

T 31L

Buradan görüleceği gibi (T1 – T3) büyük olan alaşımlarda kaynak

hızının büyük olması halinde ( 0o) halinde düzlemsel kristal

ilerlemesini elde etmek çok zordur.

Kaynak metali katılaşmasının başlangıcında TL yüksek yani

liküdüs sıcaklığı yüksek düşük olduğundan, ana metalden epitaksiyel

büyüme düzlemsel büyüme ile başlar ve bunun sonucu olarak hücresel

büyüme meydana gelir. Büyüme şeklindeki değişim Şekil 5.14.‟de

gösterilmiştir.

Kaynak metalinde hücresel aralıklar (S), kristal büyüme hızı R1

ve sıvı metal sıcaklık gradyenine TL‟ye bağlıdır. Bu ifadelerin

matematiksel ifadesi

LL

1 T VxCos θ

1 S

Tx R

1 S

105

ġekil 5.14. Düzlemsel büyümenin hücresel büyümeye dönüĢmesi

Herhangi bir kaynak işleminde TL‟yi etkileyen faktörler hücresel

aralıkları da etkiler. Çelik gibi yüksek erime sıcaklığı ve ısı iletim

katsayısı düşük olan metallerde hücresel aralık küçük olur. Alüminyum

ergime sıcaklığı düşüktür, ısı iletim katsayısı yüksektir ve hücresel aralığı

büyüktür. Kaynak hızının artması hücre aralığının incelenmesine yol

açar.

Hücresel mikro yapılar sıcaklık gradyenin veya ‟nın belli

değerleri için kararlıdır. TL veya azalınca primer hücre duvarları

kararsız olur. İlk önce ikinci kollar daha sonra üçüncü kollar teşekkül

ederek dentritik yapı meydana gelir. Dendrit oluşum mekanizması tam

olarak anlaşılamamış olmasına rağmen düzlemsel ara yüzeylerde yumru

oluşumuna sebep olan yapısal aşırı soğumasının ikinci ve üçüncü kolların

büyümesinde de etkili olduğu düşünülmektedir.

Soğuma hızının artması dendritik kollar arası mesafenin

azalmasına sebep olur. Kaynak metalinin dentritik yapısı dökümlere

nazaran daha ince olmaktadır. Bu nedenle kaynak metalinin tokluğu daha

fazla olur. Şekil 5.15.‟de kaynak metalinde dentritik yapı görülmektedir.

106

ġekil 5.15. Kaynak metalinde dendritik yapı

Şekil 5.16, da görüldüğü gibi yapısal aşırı soğuma arttıkça sıvı

metal dendritik olarak katılaşır. Yapısal aşırı soğuma aynı kalması

halinde çelik alaşım elementinin artışı katılaşmanın hücreselden

dendritiğe dönüşmesine neden olur. Genellikle kaynak metali katılaşırken

erime hattından kaynak merkez çizgisine doğru TL ile azalmakta ve

aşırı soğuma (yapısal) arttığından mikro yapı hücreselden dendritiğe

dönüşür.

Kaynak hızının artması kristal büyüme hızını artırır. Kaynak hızı

arttıkça katılaşmanın son kısmında dendritik yapı oluşmaktadır. Kaynağın

bitiş ucunda havuz geometrisi eleptik şekil almaktadır. Bu son katılaşma

bölgesinde kraterde hızlı kristal büyümesi, fazla segregasyon, düşük

sıcaklık gradyeni, yüksek yapısal aşırı soğuma olduğunda mikro yapı

dendritik olmaktadır.

107

ġekil 5.16. Ergime hattından itibaren katılaĢma sırasında kolonsal

mikro yapılar

Çelik kaynak metalinin katılaşması epitaksiyel katılaşma ile

başlar, sonra kolonsal hücreler oluşur. Hücrelerin genişliği ITAB‟ın tane

boyutuna bağlı olarak değişir. İri taneli bölgede geniş hücreler oluşur.

Kaynak metal çizgisine doğru dendritik yapı oluşur.

C – Mn çelik kaynak metali direkt olarak östenit olarak katılaşır.

Az alaşımlı çelik kaynak metali ise ferrit olarak katılaşır.

Şekil 5.17.‟de kaynak metalinin çeşitli mikroyapıları verilmiştir.

ġekil 5.17. Kaynak metalinin çeĢitli kristalleĢme mikro yapıları

5.7. Kaynak Metalinde Segregasyon

Kaynak metalinde katılaşmanın son safhasında sıvı metal içinde

çözünen alaşım elementleri ve empuritelerin miktarı artar. Bu durum son

katılaşan kısımda segragasyona yol açar genel bir kural olarak Şekil

5,18.‟deki diyagramda görüldüğü gibi liküdüs – solidüs sıcaklık aralığını,

108

(katılaşma aralığını arttıran ve ayrılma kat sayısı düşük olan elementler

segragasyonu arttırır. Ayrıca kristal büyüme hızı da segragasyonu etkiler.

Kaynak hızı azaldıkça kristal büyüme hızı azalacak ve kaynak

merkezinde segregasyon kalınlığında artacaktır. Segregasyonları metal

segregasyonları ve inklüzyonlar olarak iki gruba ayırmak mümkündür.

Çeliklerin elektrik ark kaynağında son katılaşan sıvıda özellikle karbon,

oksijen, mangan, kükürt segragasyonu olur. Bu elementler dentirit kolları

arasındaki son kalan sıvıda yoğunlaşarak katılaşır. Bu şekilde olan

segragasyonlar devamlı segregasyonlardır. Eğer uzun süreli yüksek

sıcaklıkta tavlama yapılırsa difüzyonal işlemlerle yoğunlukları azalabilir.

Kükürt segregasyonu fazla olursa düşük ergime sıcaklıklı ötektik bileşimi

oluşturduklarından kaynak metalinin katılaşması sırasında sıcak

çatlamalara yol açar.

ġekil 5.18. Segragasyon aralığı

109

6. KAYNAK METALĠNĠN SOĞUMASI SIRASINDA KATI HAL

FAZ DÖNÜġÜMLERĠ

Tek fazlı metallerin katılaşma sıcaklığından oda sıcaklığına

soğurken bile mikro yapılarında dönüşüm ve çözünen element

dağılımında değişiklikler meydana gelebilir. Çok fazlı metallerde ise faz

dönüşümleri mutlaka meydana gelir. Faz dönüşümlerinin en fazla olduğu

metaller alaşımsız, az alaşımlı ve paslanmaz çeliklerdir.

6.1. Faz DönüĢümlerinin Kinetiği

Kaynak metallerinin katılaşma sıcaklığından oda sıcaklığına

inmeleri çok hızlı olmaktadır. Soğuma hızı yüksek olduğu için yavaş

soğuma sırasında meydana gelmeyen faz dönüşümleri meydana

gelebilmektedir. Oluşacak yeni bir fazın yüzey ve şekil değiştirme

enerjilerinin uygun hale gelmesi için minimum enerjiyi sağlayacak bir

çekirdeklenme problemi az dönüşümlerinde mevcuttur. Şekil 6.1.‟de

tanelerinin ‟ya dönüşmesinde ve fazlarının molar serbest

enerjilerinin sıcaklık ile değişimleri görülmektedir. tanelerinin

soğumasında çekirdeklerinin oluşması için sistemin serbest enerjisi;

G - Gv + Gs + GE - GD

BÖLÜM 6

110

G = faz dönüşümünün molar serbest enerjisi

Gv = Çekirdeğin kimyasal serbest enerjisi, denklemde (-)

olması dönüşüme yardım etmesindendir.

GS = ve fazları arasında yüzey enerjisinin artışı

GE = Dönüşüm sırasında kafes şekil değjşim enerjisindeki artış

GD = Dönüşümün heterojenliğini gösterir. Çekirdeklenmenin

heterojen olarak gerçekleşmesi ile fazının enerjisindeki azalma

ġekil 6.1. Katı faz dönüĢümünde serbest enerji değiĢimi

Şekil 6.1.‟deki T0 noktası ve fazlarının serbest enerjilerinin

eşit olduğu sıcaklıktır. fazında çekirdeklerinin oluşması için sistemin

T0 sıcaklığında T kadar soğuyacağı bu durumda serbest enerji

değişiminde G kadar azalma göstereceği görülmektedir. Yeni faz

oluşumu için çekirdeğin boyut ve kimyasal bileşim olarak uygun hale

gelmesi için alaşım elementlerinin yayınması gereklidir. Yayınma için

belli süre gereklidir. Sıcaklıktaki düşme T ise soğuma hızına bağlıdır.

Soğuma hızı ne kadar yüksek ise T o kadar büyür. Çekirdeklenmenin

111

meydana geldiği noktalar serbest yüzeyler, tane sınırları, tane köşeleri,

inklüzyonlar, dislokasyonlar ve yığılma hatalarıdır. Şekil 6.2.

Alaşımsız C – Mn çeliklerin kaynak metalleri doğrudan östenit

olarak katılaşır. Az alaşımlı kaynak metallerinin çoğu ferrit olarak

katılaşır. Soğuma sırasında ferrit östenite dönüşür. Genellikle östenit

taneleri - ferrit tanelerinden daha ince olur. Normal olarak östenit

taneleri primer delta ferrit tane sınırlarını keserler.

ġekil 6.2. Katı faz dönüĢümlerinde muhtemel çekirdek oluĢma

noktaları

Bu olay Şekil 6.3.‟de gösterilmiştir. Alaşımsız ve az alaşımlı

çeliklerin kaynağında soğuma sırasında meydana gelen dönüşümleri

kaynak metali mekanik özelliklerini belirlediğinden çok önemlidir.

112

ġekil 6.3. - ferrit tane sınırlarını kesen östenit taneleri

6.2. AlaĢımsız ve Az AlaĢımlı Çeliklerin Kaynak Metalinde

Faz dönüĢümleri

Alaşımsız çelik kaynak metalinin sürekli soğuma diyagramı

Şekil 6.4.‟de gösterilmiştir. Östenitten primer ferrit, wıdmanstatten kenar

levhaları, asiküler ferrit, beynit ve martenzit dönüşümü olabilmektedir.

Kaynak metalinin kimyasal bileşimi, soğuma hızı, inklüzyon yoğunluğu

son mikro yapıyı tayin eden faktörlerdir.

113

ġekil 6.4. Çelik kaynak metalinde soğuma ile oluĢan yapılar

Elektrik ark kaynaklarında çelik malzemenin kaynak metalinde

östenit A3 sıcaklığı altına soğutulduğunda östenit tane sınırlarında primer

tane sınırı ferrit teşekkül eder. Daha sonra ferrit – östenit tane sınırlarında

widmanstotten kenar levhaları veya ferrit kenar levhaları çekirdeklenmesi

ve büyümesi gerçekleşir. Daha sonra östenit taneleri içerisinde asiküler

ferrit taneleri inklüzyonlarda çekirdeklenir. Asikiler ferrit taneleri

büyüdükten sonra kalan östenit mikro fazlara dönüşür. Bu mikro fazlar,

martenzit bozulmuş perlit, beynit, kalıntı östenit olabilir. Bu fazlar

genellikle kaynak metalinde az oranda bulunduklarından mikrofaz olarak

adlandırılırlar.

Kaynak metalinde önemli olan üç faz şunlardır;

114

Primer ferrit, widmansatten kenar levhalar ve asiküler ferrittir.

Kaynak soğuma hızına bağlı asiküler ferrit oluşmaz ise primer ferrit veya

beynit oluşur. Yavaş soğuma hızlarında primer ferrit, hızlı soğuma

hızlarında beynit oluşur. Elektrik direnç kaynaklarında kaynak metali

hızla soğutulduğundan kaynak metali martenzite dönüşür.

6.2.1. Faz DönüĢümüne Kaynak Soğuma Hızının Tesiri

Çelik malzemelerin kaynak metalinde 800o – 500

oC arası soğuma

süresi t 8/5 olarak adlandırılır ve bu süreye bağlı olarak farklı

mikroyapılar meydana gelir. Son mikroyapı kimyasal bileşimin yanında

soğuma süreside belirler. Eğer t 8/5 saniyeden az olursa mikroyapı

martenzit ve / veya beynit olur. Bu süre 100 sn‟den fazla olursa poligonal

ferrit ve perlit yapı olur. Bu iki değer arasındaki t 8/5 için mikro yapı

kimyasal bileşime bağlı olarak yüksek miktarda asiküler ferrit oluşur.

Soğuma hızı azaldıkça asiküler ferrit oranı azalmaktadır. t 8/5 süresine

tesir eden faktörler kaynak yöntemi, kaynak ısı girdisi, parça kalınlığı ve

kaynak geometrisidir.

Kaynak ısı girdisi arttıkça asiküler ferrit oranı azalır. Kaynak ısı

girdisinin sürekli soğuma diyagramı üzerindeki tesiri Şekil 6.5.‟de

gösterilmiştir. Kaynak ısısı arttıkça primer ferrit, wıdmanstatten kenar

levhaları hacim oranı artarken asiküler ferrit oranı azalır.

115

BÖLÜM 7

Şekil 6.5. Isı girdisinin kaynak metali soğuma diyagramı üzerine tesiri

7. KAYNAK METALĠ MĠKROYAPISI

Kaynak sıvı fazdan oda sıcaklığına soğumasıyla elde edilen

mikroyapı kaynak metali olarak adlandırılır. Düşük karbonlu ve düşük

alaşımlı çeliklerin kaynak metalinde meydana gelen mikroyaılar

- Tane sınırı ferrit ( )

- Wıdmanstatden ferrit ( w)

- Asiküler ferrit ( a)

- Mikrofazlar (az martenzit, kalıntı östenit, dönüşmemiş perlit)

Bunlar Şekil 7.1.‟de gösterilmiştir.

116

ġekil 7.1. DüĢük karbonlu ve düĢük alaĢımlı çelikte kaynak

metalinde oluĢabilecek mikroyapılar

7.1. Tane Sınırı Ferrit

Tane sınırı ferrit ( ) A3 sıcaklığının altındaki soğumalarda oluşan

ilk fazdır. Bu faz kolon tipi östenit tanelerinin sınırlarında heterojen

olarak çekirdeklenir. Düşük alaşımlı çeliklerin kaynağında soğuma

esnasında östenit tane sınırları hızlı bir şekilde süreklilik arz, eden ferrit

tabakalarıyla kaplanır. Östenit tane sınırlarında oluşan bu ferrit tabakaları

bir sonraki dönüşmeler süresince kabalaşmaktadır. Ferrit büyüdüğünde

büyüme yavaşlamaktadır.

7.2. Wıdmanstatten Ferrit

Wıdmanstatten ferrit 750 – 6500C sıcaklıkları arasında tane sınırı

ferrite göre daha hızlı soğuma sonucu oluşmaktadır. Bir fazın diğer fazın

yerini alması şeklinde olan dönüşümde yanyana gelen ferrit

levhacıklarının ortaklaşa büyümesi gerilme enerjisini azaltmaktadır. Şekil

7.2.‟de değişik morfolojilerde ortaya çıkabilen W‟ler gösterilmiştir.

a)

b)

c)

117

7.2. Wıdmanstatten ferritin değiĢik morfolojileri

a) Yan yana levhasal b) Testere diĢleri Ģeklinde

c) Tane içinde çekirdeklenmiĢ

Kaynak metalinde mikroyapı gelişiminde kolon tipi östenit

taneleri hegzogonal şekil alır ve östenit tane sınırı önce tane sınırı ferritte

kaplanmakta ve daha sonra dönüşüm wıdmanstatten ferrite ve asiküler

ferriten büyümesiyle devam etmektedir. Şekil 7.3.‟de wıdmanstatten

ferritin tane içinde çekirdeklenmiş asiküler ferrit ile çalışması

gösterilmiştir.

ġekil 7.3. Kaynak metalinde mikroyapı geliĢiminin Ģematiği

Eğer bir wıdmanstatten levhanın östenit tanesi karşısında

büyümesi için geçen süre, tane sınırı ferritin bitişiyle asiküler ferritin

oluşmaya başlaması arasında geçen süreden küçük ise wıdmanstatten

levhalar östenit tanesinin karşısına kadar büyüyebilmektedir.

7.3. Asiküler Ferrit

Asiküler ferrit a genellikle düük alaşımlı çeliklerin kaynak

metalinde soğuma süresince oluşan bir yapıdır. 650oC‟nin altındaki

118

soğumalarda meydana gelen bu faz tokluk ve dayanımı arttırdığı için

büyük öneme sahiptir.

Asiküler terimi iğneye benzer bir şekil ifade etmekte ancak

genellikle üç boyutlu mercimek tanelerine benzer levhacıklar

algılanmaktadır. Asiküler ferrit çekirdekleri kaynak metalinde östenit

taneleri içerisinde bulunan oksit İnklüzyonlarında veya TiN gibi

çökeltilerde çekirdek teşekkülü ve çekirdeklerin büyümesi ile meydana

gelmektedir. Şekil 7.4.

ġekil 7.4. Asiküler ferrit ve Ġnklüzyon arasındaki yönlenme iliĢkisi

Asiküler ferrit üzerine yapılan gelişigüzel ölçümlerde bu

levhaların 10 µm uzunluğunda 1µm genişliğinde olduğu bulunmuştur.

(sudgen ve Bhadeshia 1988 m.ereğlu) Ark kaynağında kaynak metali,

mikro yapı içine dağılmış 0,05µm‟den büyük inklüzyonlar içermektedir.

Kaynak metalinde dönüşümün başladığı ilk anlarda, asiküler ferrit

levhaları kaynak metalindeki geniş kolon tipi östenit tanelerindeki

inklüzyonlar üzerinde çekirdeklenmektedirler. Nihai ferrit levhalarının

çekirdeklenmesinde ise, ilk oluşan ferritler çekirdek görevi

yapmaktadırlar. Bu nedenle asiküler ferrit levhalarının ve inklüzyonların

sayısı arasında birebir uyumluluk beklenmemelidir (Rıch vd.).

119

Bir kaynak metalinde tane sınırı ferrit ve wıdmanstatten ferriten

sonra dönüşecek en son faz asiküler ferrit olduğundan bu ferritin önceki

dönüşümlerden etkileneceği kesindir. Östenitten dönüşüm süresince

soğuma oranı arttığında, asiküler ferritin östenit tane boyutuna bağlılığı

azalır. Çünkü düşük soğuma oranlarında östenitin daha yüksek sıcaklıkta

oluşan tane sınırı ferrit tarafından tüketilmektedir. Tane sınırı ferrit,

wıdmanstatten ferrit ve asiküler ferritin karışır olarak bulunduğu bir

kanak metalinde yapılan gözlemlerde, küçük östenit tanesinin daha büyük

asiküler ferrit oluşumuna yol açtığı görülmüştür. Bunun nedeni

widmanstatter ferritin çekirdeklenme hızının azalmasına bağlanmaktadır.

Nedeni ise küçük östenit tane boyutu durumunda, tane sınırı ferrit ve

widmanstatten ferritin hacim oranları daha büyük olmakta ve kalıntı

östenit içinde daha fazla karbon kalmaktadır. Bu da asiküler ferritin

çekirdeklenme oranını azaltmakta ve çekirdeklenen asikülerferitten

birbirlerinin büyümelerini daha az etkilemektedirler. Böylece

çekirdeklenmiş olan asiküler ferritler büyümeye imkan bulabilmektedir.

Asiküler ferritin büyümesinde tane sınırı ferritin etkisi göz

önünde bulundurulmaktadır. Bu etki yüksek krom (Cr > % 15) ve

molibden (Mo > % 0,5) olduğu durumlarda daha da önemlidir. Böyle

konsantrasyonlarda kolon tipi östenit taneleri asiküler ferrit yerine

beynite dönüşmektedir. Düşük karbonlu bir çeliğin kaynağında Cr ve

Mo‟nin artmasıyla; tane sınırı ferritin ve wıdmanstaten ferritin azaldığı

görülmüştür. Genel olarak eğer östenit tane sınırları, tane sınırı ferrit

dönüşümüne engel oluyorsa, beynit miktarında artış gözlenmektedir.

Oluşan beynit demetleri arasında ise, kalıntı östenit veya martenzit film

tabakaları bulunmaktadır. Kaynak metalinde Cr ve Mo‟den başka artan

120

diğer alaşım elementleri ile, tane sınırı ferrit oranının azaldığı ve beynit

miktarının arttığı belirtilmektedir. Bunlar Şekil 7.5.‟de görülmektedir.

Asiküler ferrit ve beynit benzer dönüşüm mekanizmasına

sahiptirler. Fakat detaylı bir incelemede farklı mikroyapılara sahip

olduğu görülür. Çünkü beynit demetleri tane sınırından çekirdeklenirken,

asiküler ferrit levhaları tane içinde çekirdeklenmektedirler.

ġekil 7.5. Asiküler ferritten beynite geçiĢin Ģematiği

Beynit ve asiküler ferrit arasındaki benzerlikler ve zıtlıklar şöyle

sıralanmaktadır (Bhadeshra, Christion ve Eroğlu).

1. Her iki fazın büyümesi karşı östenit tane sınırıyla

engellenmektedir.

Beynit

Asiküler ferrit

Ha

cim

Ora

nı

Mn, Cr, Ni, Mo

121

2. Asiküler ferrit ve beynit büyümesinde yer alan element

hareketi bulunmamaktadır.

3. Her iki reaksiyon östenit karbon konsantrasyonunun

termodinamik açıdan difüzyonsuz büyümenin imkansız

olduğu değere kadar devam eder. Böylece büyüme

difüzyonsuzdur, fakat büyüme karbonun kalıntı östenit içine

karekterine engel olunarak devam etmektedir.

4. Asiküler ferrit sadece beynit oluşum sıcaklığının altında

oluşmaktadır.

5. Kaynak metalinde inklüzyonların olmaması durumunda

asiküler ferritten beynite dönüşümü arttırır.

6. Östenit tane sınırlarının, bu sınırı ferritle kaplanması asiküler

ferrit oluşumunu arttırır.

Şekil 7.6.‟da karbonca doymuş levhadan üst beynitten alt beynite

geçişin şematik görüntüsü verilmektedir.

Sonuç olarak, eğer kaynak metalinde karbon oranı artarsa, yapı

asiküler ferritten alt asiküler ferrite dönüşmektedir. Alt asiküler ferrit

yüksek olan karbonun arta kalan östenit içine difüne olmadan, asiküler

ferrit içine çökelmesi ile oluşmaktadır.

122

BÖLÜM 8

ġekil 7.6. Üst beynitten alt beynite geçiĢin Ģematik görünümü

8 . ISININ TESĠRĠ ALTINDA KALAN BÖLGE (ITAB)

Erime çizgisinin esas metal tarafında, kaynak sırasında

uygulanmış olan ısının oluşturduğu çeşitli ısıl çevirimlerden etkilenmiş

ve dolayısıyla iç yapı değişimine uğramış bir bölge vardır. Bu bölgeye

ısının tesiri altında kalan bölge (ITAB) adı verilmektedir.

Isının tesiri altında kalan bölge esas metalin birleştiği sınırdan

başlayarak, kaynak işlemi anında sıcaklığın iç yapı dolayısıyla ana

metalin özelliklerini etkilediği bölgedir. Bu bölgenin sıcaklığı çeliklerin

kaynağında 1450 – 700oC arasında değişmektedir. Burada ulaşılan en

fazla sıcaklığa bağlı olarak çeşitli iç yapı ve özellikler gösteren bölgeler

görülmektedir. Bu bölgede erişilen en yüksek sıcaklık derecesi, kaynak

dikiş eksenine olan uzaklığın ve sıcaklık değişimi de zamanın bir

fonksiyonu olarak bilinirse, ITAB‟da oluşabilecek mikro yapı kısmen

önceden tahmin edilebilir. Kaynak sırasında ITAB hızlı bir şekilde

ısınmakta ve sonrada parça kalınlığı, verilen enerji ve uygulanan ön tav

sıcaklığının fonksiyonu olarak soğumaktadır. Çeliğin kimyasal bileşimine

göre bu soğuma kritik soğuma hızını aştığında, genellikle 900oC‟nin

üstündeki bir sıcaklıkta ısınmış bölgelerde sert, ve kırılgan bir yapı elde

edilir. Dolayısıyla bu bölge kaynak bağlantısının en kritik bölgesidir.

123

Sıcaklığa bağlı olarak 1450oC ile 700

oC arasındaki değerler de

çeliğin bileşimine bağlı olarak Şekil 8.1.‟de görüldüğü gibi dört farklı

bölge meydana gelir. Bunlar

- İri taneli bölge

- İnce taneli bölge

- Kısmen dönüşmüş bölge

- İç yapı değişimine uğramamış bölge olur.

ġekil 8.1. Kaynaklı bağlantıda ITAB’ın görünümü

Bazı araştırmacılar bu bölgelere ana metal ile kısmen dönüşmüş

bölge arasında gerçekleşen karbür küreselleşmesini de dahil

etmektedirler.

8.1. Ġri Taneli Bölge

Kaynak metalinin hemen bitişiğinde olan ve kaynak sırasında

1450 ila 1200oC arasındaki bir sıcaklığa maruz kalan bölgedir. Karbon

124

eşdeğerliği düşük çeliklerde ötektoid altı ferrit tane sınırlarında bir ağ

örgüsü şeklinde ortaya çıkmaktadır. Daha yüksek karbon eşdeğerliğinde

özellikle wıdmanstatten ferrit gibi daha düşük sıcaklık dönüşüm ürünleri

oluşmaktadır. Çok yüksek karbon eşdeğerliğinde ise martenzit

oluşmaktadır. Çünkü martenzit düşecek en son yapıdır.

8.2. Ġnce Taneli Bölge

Bu bölgede ulaşılan maksimum sıcaklık iri taneli bölgeden daha

düşüktür. Kaynak sırasında 1200 – 900oC arasındaki bir sıcaklığa ulaşılan

bir bölgedir. İç yapı bakımından iri taneli bölgeye benzer ve onun bir

devamıdır. Isıtma süresince dönüşümü sonucunda oluşan östenit

taneleri büyümek için yeterli zaman bulamadıkları için küçük

kalmaktadır. Ayrıca bu bölgede karbürler tam olarak çözünemezler.

Kaynak giriş enerjisi, parça kalınlığı gibi diğer faktörlere bağlı olarak

dönüşümü ince ferrit – perlit yapısını oluşturma eğiliminde

olmaktadır.

8.3. Kısmen DönüĢmüĢ Bölge

İnce taneli bölgenin devamı olup, kaynak sırasında A1 – A3

sıcaklığı aralığında ana metaldeki perlit dönüşüm sıcaklığının daha

düşük olması nedeniyle hızlı bir şekilde östenitleşmektedir.

Oluşan bu östenit, karbon ve mangan açısından zengin

olmaktadır. Bu nedenle soğuma hızına bağlı olarak dönüşümü

sonucu oluşabilecek yapılar değişebilmektedir. Bu bölgede oluşabilecek

muhtemel yapılar, perlit, üst beynit, temperlenmiş martenzitdir.

125

8.4. Ġç Yapı DeğiĢimine UğramamıĢ Bölge

Sıcaklığın maksimum 650oC‟ye kadar çıktğı ve mikroyapı da

herhangi bir değişmenin görülmediği bölgedir. Ancak ısıtma ve kalıcı

gerilimin ortaklaşa sonucu yaşlanma meydana gelmektedir. Bu ise

hareket eden dislokasyonların C ve N gibi arayer alaşım elementlerini

süpürerek uzaklaştırması ile ilişkilendirilmektedir. Katı çözelti de

dislokasyon açısından zengin olan bölgelerde soğumaya bağlı olarak

kilitlenmektler ve kırılganlığa sebep olmaktadırlar. Bu problem kaynak

sonrası ısıtma veya çok pasolu kaynak ile giderilmektedir.

8.5. Tane Büyüme Mekanizması

Malzemenin dayanımı ve tokluğunun belirlenmesinde tane ebatı

önemli rol oynar. ITAB‟da meydana gelen tane büyümesi dayanımı ve

tokluğu etkilediği gibi kaynak bölgesinin mikroyapısını da etkiler.

Yeniden kristalleşmeden sonra veya - faz dönüşümünden sonra çelik

içerisindeki yeni taneler dengede değildir. İnce taneli yapı da tane sınırı

çekmelerini üç boyutlu düzende mekanik olarak dengelemek mümkün

değildir ve bu yüzden malzeme içinde kalıcı enerji bulunur. Çok kenarlı

taneler az kenarlı tanelere doğru Şekil 8.2.‟deki gibi şişkinlik gösterirler

ve enerji buna bağlı olarak azalır. Yani 1 no‟lu tane iri ve çok kenarlı

olup daha küçük olan 2 no‟lu ve diğer küçük tanelere doğru büyür.

Malzemenin akma dayanımı Hall Petch eşitliği ile verilir.

y = o + k x d-1/2

j

Ortalama tane büyüklüğü ise

V

r x 0.75 d

f

eşitliği ile verilir.

126

Burada;

Vf = Partiküllerin malzemeye hacim oranı

d = Tane boyutu, çapı

r = Partikül boyutu, çapı

Malzeme içinde bulunan partiküller belli bir sıcaklığa kadar

(partiküllerin erime sınırına kadar) tane büyümesini engeller çözünme

sınırının üzerinde bu etkiyi göstermezler. Şekil 8.3.‟de partiküllerin tane

büyümesine etkisi görülmektedir.

ġekil 8.2. Tane büyüme mekanizmasının Ģematiği

127

ġekil 8.3. Tane büyümesinde partikül etkisinin Ģematiği

8.6. ITAB’da Tane Büyümesinin Kontrolü

Kaynakta tane büyümesinin kontrolü önemlidir. Bu kontrol

genellikle üç şekilde yapılabilir.

a. Isı girdisini azaltmak

b. Kaynak zamanını azaltmak

c. Pinning etkisi oluşturucu alaşım elementleri kullanmak

İlk iki maddenin kontrolu kolay olmakla beraber üçüncü

maddenin tane büyümesinin kontrolünde etkisi önemlidir. Genelde

pinning etkisi için TiN kullanılır. Bunlar çok yüksek sıcaklıkta

128

çözündüklerinden tane büyümesi sırasında katı halde olacaklarından tane

büyümesini engellerler. Çeliklerde en fazla pinning etkisini TiN yapar ve

en az 1200 – 1250oC‟ye kadar tane büyümesini engeller. Ayrıca

partiküller arası mesafede tane büyümesini engellemede önemlidir. Bu

mesafede şu bağıntı ile verilir;

fV

r X

Burada;

X = Partiküller arası mesafe

r = Partikül çapı

Vf = Partikül hacim oranıdır.

Bunun için malzeme de Ti ve N oranının belli sınırlarda olması

gereklidir. Bu oran Ti için ağırlıkça % 0,03 – 0,06 N için % 0,008 – 0,017

arasında olmalıdır. Eğer Ti oranı fazla ise;

a) İri ve uzak mesafeli TiN oluşturur.

b) TiN yerine daha kırılgan olan TiC oluşmasına sebep olur.

Sıcaklık arttıkça malzemede bulunan TiN, VN ve AlN‟den VN

ve AlN, TiN içinde çözünürler ve düşük sıcaklıkta (TiVAl)N şeklinde iri

ve uzak mesafeli partikül oluştururlar. Bununda tane büyümesini

engelleyici etkisi azdır. Şekil 8.4.‟de bu olay gösterilmiştir.

129

ġekil 8.4. TiN’lerin sıcaklığa bağlı çözünümü

8.7. Erime Çizgisinde OluĢan Reaksiyonlar

Esas metalin bileşimine bağlı olarak eğer - dönüşümü

sırasında malzemenin bileşiminde bulunan Mn ve C‟un ferrit içerisinde

çözünürlüğü az olduğundan dolayı eriyik tane sınırlarında çökelirler.

Tekrar katılaşma sırasında bu segragasyonlar tane büyümesini önleyerek

eriyik bölge çizgisinde ince taneli bölge oluşturur. Şekil 8.5.‟de bu olay

gösterilmiştir.

130

- dönüşümü olmadığı durumda çökelme olmayacağından

erime hattından ince taneli bölge oluşmaz. Malzeme de erime hattında

ince taneli bölge oluşmaz. Malzeme de Mn, Fe, S varsa bunların ergime

derecesi düşük olduğundan tane sınırının ergime derecesini düşürürler ve

sınırdaki erimiş bölgeyi genişletir. Böylece düşük sıcaklıklarda bile

çatlamalara sebep olur.

Bazı grup alaşım elementleri ferritik paslanmaz çeliklerde gevrekleşmeye

sebep olur ve bazı tane sınırı segrarasyonlar taneler arası korozyon

dayanımını azaltırlar.

Bunlar - dönüşümü sırasında tane sınırlarında ortaya çıkan

Cr – C‟lü çeliklerde hızlı soğutma ile martenzit yapı oluşur veya karbür

içeren temperlenmiş martenzit oluşur.

131

ġekil 8.5. Erime sınırında oluĢan reaksiyonlar

9. PASLANMAZ ÇELĠKLERĠN KAYNAĞI

9.1. Paslanmaz Çelikler

Paslanmaz çelikler atmosfer ortamından etkilenmeyen, havadaki

nem, kirli ortamlarda karıncalanması benek oluşmaya ve paslanmaya

karşı dirençli çelik malzemelerdir. Bu çelikler içerisinde % 12 – 30

arasında krom içeren demir esaslı malzemelerdir. Paslanmaz çeliklerde

oksitlenmeye karşı mukavemet artıran ve ilavesi mutlaka gerekli olan

alaşım elemanı kromdur. Çeliğin içindeki kromun koruycu özelliği, krom

ile oksijenin arasındaki afiniteden ileri gelmektedir. Krom miktarı yeteri

derecede büyük olduğu zaman çeliğin yüzeyindeki ince bir oksit tabaka

meydana gelir. Bu oksit tabakası yüzeyi pasif hale getirecek korozyona

karşı korur. Korozyona karşı dayanıklılığın gerçekleşebilmesi için

yüzeyin oksijenle temas etmesi şarttır. Çünkü yüzeyi koruyan tabaka

oksijenle teması sonucu oluşan kromoksittir.

Korozyona kraşı dayanım için % 12 Cr olan çelik nitrik asit

(NHO3) gibi oksitleyici asitlere karşı dayanıklı olmakla beraber

redükleyici asitlere karşı dayanımı azdır, ve dolayısı ile oksit tabakası

BÖLÜM 9

132

ortadan kalkınca çeliğe tesir eder. Kromun bir diğer tesiride çeliklerin ısı

altındaki dayanımlarını büyük oranda artırmasıdır.

Çelikteki yüksek krom miktarı kaynak sırasında iki önemli

özelliğin açığa çıkmasına neden olur.

A – Oksijen ve Krom (O ve Cr) arasındaki eğilimden dolayı,

kaynak sırasında kaynak banyosunda kalın bir oksit tabakası meydana

gelir.

Oksidasyon çok çabuk meydana gelirken, oluşan oksitin ergime

derecesi yüksektir. Kolayca olursa krom – oksit kaynağın kalitesini

olumsuz etkiler.

B – Krom – karbona karşı daha büyük afimteye sahiptir. Bu

sebeple yüksek Cr‟lu çeliklerde, eğer karbon erimiş haldeki metal ile

temas ederse kaynak sırasında karbürizasyon eğilimi ortaya çıkar. Hemen

hemen bütün paslanmaz çeliklerde C miktarını mümkün olduğu kadar

düşük tutmak gerekir.

Bunun için kromu karbondan ayrı tutucu tedbirler alınmalıdır.

Örtülü elektrotlarla ark kaynağında örtüde selüloz bulunması halinde

karbon örtüden kaynak metaline geçer. Oksi – asetilen kaynağında da

asetileni fazla alev aynı işlevi yerine getirir.

Kromun çeliğin yapısı üzerinde büyük tesiri vardır. Bu yüzden

ferrit oluşturucu eleman olarak adlandırılır.

9.2. Paslanmaz Çeliklerin Fiziksel Özellikleri

Paslanmaz çeliklerin ısıyı iletme bakımından karbonlu

çeliklerden farklıdır. Kromlu çeliklerin ısı iletimi karbonlu çeliklerin

133

yaklaşık yarısı kadardır. Östenitik paslanmaz çeliklerinin ki ise karbonlu

çeliklere göre üçte biri kadardır.

Bu özellik kaynak yapılan bölgede sıcaklığın daha uzun süre

kalacağını ifade eder. Krom alaşımlı paslanmaz çelikler, genellikle

karbonlu çelikler ile aynı genleşme katsayısına sahiptir. Halbuki östenitik

paslanmaz çeliklerde ise bu değer karbonlu çeliklerden 5 50 kadar daha

fazladır.

Alaşımsız karbonlu çelikler düşük elektrik iletme direncine

sahiptir. Paslanmaz çelikler ise alaşımsız karbonlu çeliklerden 4 – 7 kat

daha fazladır. Bu nedenle paslanmaz çelik elektrotlar normal

elektrotlardan daha kolay kızarır. Bunun için pazlanmaz çelik elektrotlar

daha kısa üretilirler. % 25 daha az akım şiddeti ile yüklenirler. Tablo

9,1,‟de AISI (American Iron and Steel Institute)‟ye göre sınıflandırılışı

gösterilmiştir.

Tablo 9.1. AISI’ya göre elektrotların sınıflandırılması

AISI No Çekme Day. Kg/cm2

Akma % Uzama

AUSTENĠTĠK

302, 303, 304 5272,5 – 6675,5 2109 – 3163,5 56

316 5624 2109 56

321 5727 2109 56

347 5624 2460 56

309 5624 2460 58

310 6327 2812 58

134

FERRĠTĠK

405 4218 – 5975,5 2460 – 3163 58

430 4921 – 6327 2460 – 3866 58

446 5272,5 – 7381,5 3163 – 4218 58

MARTENZĠTĠK

403, 410, 416 5272 – 5975 2460 – 3163 58

9.3. Paslanmaz Çeliklerin Sınıflandırılması

Paslanmaz çelikler; iç yapı, özellik ve ısıl işlemlere yatkınlık

açısından beş farklı grupta incelenebilirler. Bunlar

1 – Ferritik paslanmaz çelikler

2 – Martenzitik paslanmaz çelikler

3 – Östenitik paslanmaz çelikler

4 - Dublex östenitik – ferritik paslanmaz çelikler

5 – Çökelme sertleşmesi gösteren paslanmaz çelikler

9.3.1. Ferritik Paslanmaz Çelikler

Bu çelikler oda sıcaklığında ferritik yapıdadır. Oda sıcaklığında

manyetiktir ve bu özelliği 768oC‟ye kadar korurlar. Bu grup çeliklerde %

12 – 30 Cr bulunur. Nikel bulundurmazlar ayrıca karbon oranı % 0,02 –

0,12 gibi düşük değerdedir. % 12 Cr‟lu ferritik paslanmaz çelikler düşük

maliyetli üretim ve iyi korozyon direnci sağlarlar.

135

Ferritik paslanmaz çeliklerin kaynağında karşılaşılan önemli

problem bu malzemenin 1150oC‟nin üzerindeki sıcaklıklar da tane

irileşmesine aşırı eğilim göstermesidir. Kaynak sırasında ITABIN bir

kısmı 1150oC‟nin üzerine kadar ısınır ve bu bölgede aşırı tane irileşmesi

meydana gelir. Bu tür çeliklerde östenit – ferrit dönüşümü

oluşmadığından ısıl işlem yardımı ile taneleri küçültme imkanı yoktur.

Normal halde ferritik kromlu paslanmaz çelikler, çok ince taneli

sünek bir yapıya sahiptirler. İri taneli bir yapı haline gelince

gevrekleşirler ve çentik darbe mukavemeti düşer geçiş sıcaklığı yükselir.

Tane irileşmesini önlemek için bazı ferritik kromlu paslanmaz

çelikler‟Ain bileşimine bir miktar azot ilave edilir.

Ferritik kromlu paslanmaz çeliklerin kaynağında ortaya çıkan bir

tehlike de ITAB‟da taneler arası korozyona karşı aşırı hassasiyettir. Bu

olay ferritik paslanmaz çeliklerde 900oC‟nin üzerindeki sıcaklıklardan

hızlı soğuma da ortaya çıkmaktadır. Çünkü krom karbür çökelmesi

ferritik paslanmaz çeliklerde östenitik paslanmaz çeliklere göre daha

yüksektir.

Ferritik paslanmaz çelikler kaynak edildiklerinde kaynak dikişine

yakın bölgeler taneler arası korozyona karşı hassaslaşırlar, çünkü krom

karbürler önce çözünürler. Soğuma sırasında hızlı bir şekilde geçişin

geriye tane sınırlarına çökelirler. % 17 kromlu paslanmaz çeliklerde

kaynağında kaynak sonrası 750oC‟de tavlama işlemine tabi tutularak

taneler arası korozyona karşı dirençli hale getirilebilirler.

Bu çeliklere yapılan ön tav işlemi ITAB‟da çatlama tehlikesini

ortadan kaldırır. 150 – 250oC arası ön tav sıcaklığı uygulanır. Kaynak

sonrası 750 – 850oC‟lik tavlamayı takiben hızlı soğutma ITAB‟ın

136

sünekliliğinin ve taneler arası korozyona direncin artmasına yardımcı

olur.

9.3.2. Martenzitik Paslanmaz Çelikler

Martenzitik paslanmaz çeliklerin kaynağında etkili eleman

karbondur. Karbon miktarı ITAB‟ın sertliği üzerinde etkilidir, ve bir

dereceye kadar kaynak yöntemi ile kontrol edilebilir. ITAB‟ın sertliği

artarsa soğuk çatlamaya hassasiyet artar ve tokluk azalır.

Bileşimlerinde 5 12 - % 18 Cr, % 0,15 ile 5 1,2 karbon ile östeniti

kararlı hale getiren N içerirler. Soğuma sırasında kolayca martenzite

dönüşebilirler.

Az karbonlu martenzitik paslanmaz çeliklerde, martenzit daha az

serttir ve çatlamaya eğilim azdır. Normal de bu çelikler kaynak öncesi bir

ön tavlamaya tabi tutulurlar. Burada uygulanan ön tav ITAB da bir sertlik

azalması oluşturmaz sadece ısıl gerilmeleri azaltacağından çatlama

ihtimalini azaltır. Bu çelikler için ön tav sıcaklığı 200 – 400oC

arasındadır. Kaynak bölgesinde tok bir yapı oluşturmak için kaynaktan

hemen sonra 800 – 820oC‟lik bir sıcaklıkta 4 saat süre ile tavlayıp çok

yavaş soğutma yapılır.

9.3.3. Östenitik Paslanmaz Çelikler

Östenitik paslanmaz çelikler % 16 – 22 oranında krom % 8‟in

üzerinde Ni ve çok düşük değerlerde 5 0,003 C içerirler. Bu çeliklere Si,

Mo, Ti, Ni ve Ta gibi stabilize edici elementler ilave edilir. Ayrıca östenit

fazını oda sıcaklığına kadar indiren ve kararlı duruma getiren alaşım

elementleri krom ve nikeldir. Isı ve korozyona karşı dayanıklı yerlerde

kullanılan bu çeliklerin ısı iletim katsayıları yumuşak çeliklerin 5 30‟u

137

kadar ve genleşmeleri ise onlarda % 50 daha fazladır. Bu nedenle Nb

içeren östenitik elektrotlar kullanılır.

Östenitik krom – nikelli paslanmaz çeliklerin kaynak

kabiliyetlerini etkileyen fiziksel özelliklerin yanı sıra delta ferrit fazının

oluşumu, taneler arası korozyona hassasiyet, gerilmeleri korozyona

hassasiyet ve sigma fazının oluşumu gibi metalurjik özelliklerde etkilidir.

Östenitik krom nikelli paslanmaz çeliklerde sıvı halden itibaren

katılaşma başlayınca , östenit ve - ferrit taneleri oluşmaya başlar. Bu

ferrit östenitik dönüşmesi ile ortaya çıkan ferritten farklıdır. Katılaşma

normal olarak çeliklerin yapısı östenit taneleri arasına serpilmiş ferrit

taneciklerinden oluşur. Bu faz krom ve ferriti dengeleyici elementler

yönünden zengin, nikel ve östeniti dengeleyen elementler yününden

fakirdir. Bu fazın oluşumu; malzemenin sıcak şekillendirmesini

zorlaştırıcı ve çatlak oluşumunu teşvik edici olduğundan istenmez. Ayrıca

bu fazın tane sınırlarında bulunması korozyon direncini azaltır.

Kimyasal bileşimi bilinen bir Cr – Ni alaşımlı kaynak metalinin

yapısını tespit etmede Schaeffter Diyagramından faydalanılır. Bu

diyagramda ferrit oluşturucu elemanların tesiri Cr eşdeğeri ile belirtilir.

Östenit yapıca elementler ise benzer şekilde Ni eşdeğerliği ile

belirtilmiştir. Cr eşdeğerliği yatay eksende Ni eşdeğerliği düşey eksende

yerleştirilmişlerdir.

Esas metalin ve kullanılan elektrot için yığılan kaynak metalinin

kimyasal analizleri bilinirse bunların kaynak sırasındaki karışımlarının

bileşimi yaklaşık olarak tespit edilebilir ve Schaffler diyagramı yardımı

ile kaynak metalinin iç yapısı hakkında tahmin yapılabilir. Şekil 9.1. de

Cr eş değeri 5, Ni eş değeri 9 olan X esaslı metali, yığılan kaynak metali

138

Cr eş değeri 24 ve Ni eşdeğeri 13,5 olan bir (Y) elektrotu ile kaynak

yapılacaktır. Diyagram üzerindeki bu iki nokta arasını birleştiren çizgi 10

eşit parçaya bölünmüştür. Çizgi üzerindeki rakamlar esas metalin eriyen

metal içerisindeki yüzde oranını verir. Bu diyagram incelenirse esas

metalin eriyen metal içindeki oranı % 38‟den az olduğu zaman kaynak

metalinde martenzit meydana gelmez. Eğer esas metal % 38‟den fazla

olursa kaynak metali martenzit ve östenitten oluşur.

ġekil 9.1. Cr – Ni’li çelikler için Schaffler diyagramı

139

9.3.3.1. Östenitik Paslanmaz Çeliklerde Cr4 – C Çökelmesi

Östenitik krom – nikelli paslanmaz çeliklerin kaynağında 450 –

850oC sıcaklık aralığında uzun süre kalınırsa krom karbür çökelmesi

meydana gelir. Bu çeliklerde 450oC‟nin üzerinde karbonun difüzyon hızı,

karbonu tane sınırlarından dışarı çıkaracak kadar artar. Tane sınırlarında

toplanan karbon kroma karşo ilgisinden dolayı karbonla birleşerek krom

karbür oluşturur. (Fe, Cr23 C6) oluşan karbürün % 90 anını Cr

oluşturduğundan tane sınırlarında cr azalması olur. Bunun sonucu

malzeme korozotif ortamlarda bulunduğundan Cr‟ca zayıflayan tane

sınırlarında tane sınırı korozyonu oluşur. Bu şekilde taneler arası

başlayan korozyon tüm malzemeyi kullanılmaz hale getirir. Çeliğin c

oranı arttıkça bu olay şiddetlenir.

ġekil 9.2. Östenit tanelerinde Cr – karbür çökelmesi

Krom – karbür oluşumunu önlemek için C oranı düşük tutulur bu

oran % 0,03 – % 0,06 arasında olmalıdır. Ya da karbonun kroma olan

ilgisinden daha fazla ilgiye sahip başka elementleri çeliğe katarak

140

karbonun o elementle bileşik oluşturması sağlanır. Örneğin Ti, Nb, Ta

gibi elementlerdir.

ITAB ya da metalde krom karbür çökelmesi halinde bunu

gidermek için parça 1100oC‟ye tavlanıp su için de ani olarak oğutularak

östenit içinde çözünen karbürler hızlı soğuma ile tekrar çökelmesine fırsat

verilmez. Krom karbür çökelmesine eğilimli % 0,03‟den fazla karbonlu

östenitik paslanmaz çeliklerin kaynağı sırasında dikişin hemen arkasından

ıslak bir bez veya üstübü ile dikişin hızla soğutulması gerekir.

9.3.3.3. Sigma Fazı OluĢumu

Kafes parametresi a = 0,88 – 0,91µm, C = 0,45 – 0,46µm ve

H.M. hetragonal bir yapıya sahip olan bu faz 540 – 870oC sıcaklıklar

arasında çok yavaş olarak şekillenir ve tane sınırlarında olduğu gibi tane

içinde de şekillenir. Bu faz östenit fazı yerine geçerek ferritin karalılığını

düşürür. Sigma fazı genelde 5 20‟nin üzerinde Cr bulunduran paslanmaz

çeliklerde teşekkül eder.

Cr bulunduran paslanmaz çeliklerde teşekkül eder. % 14 – 16 Cr

içeriğinin altında bu faz görülmez. Eğer malzeme bileşimine Sr, Mo, Ti,

gibi bu fazın oluşumu hızlandıracak elementler ilave edilirse düşük krom

oranlarında da bu fazın oluşumu mümkündür.

Sigma fazı çeliğin uzama, büzülme ve çentik darbe dayanımını

düşürdüğünden istenmeyen bir fazdır. Bu faz yüksek enerjili ara yüzeyde,

tane sınırlarında ve üçlü tane köşelerinde oluşur ve genellikle karbür

partikülleri üzerinde meydana gelir. Eğer sigma fazı meydana gelmiş ise

krom karbür çökelmesini yok etmek için uygulanan ısıl işlem bunun

içinde uygulanır. 1000oC‟de sigma fazı tamamen çözünür ve yeniden

141

oluşmasına fırsat vermemek için hızla soğutulur. Şekil 9.3.‟de sigma fazı

bölgesi gösterilmiştir.

ġekil 9.3. Fe – Cr alaĢımında soğuma fazı bölgesi

9.4. Dublex Östenitik – Ferritik Paslanmaz Çelikler

142

Bu çelikler % 20 – 30 Cr, % 3 – 13 Ni içerirler. Yapıları 5 50

östenitik, % 50 ferritten ibarettir. Çok iyi mukavemet ve korozyon

direncine sahiptirler. 370 – 540oC sıcaklık aralığından tavlanırlarsa

mukavemetle yükselme, toklukta azalma görülür. 545 – 800oC arasında

tavlandıklarında sigma fazı oluşur bu da yapıyı kırılgan yapar. İyi

korozyon dayanımı sağlamak için yüksek ısı girdisi ile kaynak yapılırlar.

Böylece yüksek sıcaklıkta ısının altında kalan bölgede yeterli östenit

ayrışması sağlanmış olur.

9.4. Çökelme SertleĢmesi Gösteren Paslanmaz Çelikler

Bu çelikler; martenzitik, östenitik ve yarı östenitik olmak üzere

üç ayrı tipe ayrılırlar. Martenzitik tipte % 0,02 – 0,07 C, % 10 – 16 Cr ve

% 4 – 6 Ni bulunur. Östenitik tiplerde % 0,05 – 0,13 C, % 15 – 17 Cr ve

% 4 – 9 Ni bulunur. Yarı östenitik de ise % 0,06 – % 0,30 C, % 15, 18 C

ve % 10 – 25 Ni bulunur. Çökelme sertleşmesi gösteren paslanmaz

çeliklere çökelti oluşturucu element olarak Al, Cu, Ti, Mo ve Nb

elementleri ilave edilir. İlave edilen bu elementlerden Al, Cu ve Mo, 500

– 800oC‟de yaşlanma gösterirken Ti ve Nb daha yüksek sıcaklıklarda

yaşlanırlar. Bu çelikler yüksek mukavemeti tokluk ve korozyon direnci

gerektiren uçak, uzay ve savunma sanayii için geliştirilmişlerdir.

143

BÖLÜM 10

10. KAYNAK KABĠLĠYETĠ VE KAYNAKTA ÇATLAMA

10.1. Çeliklerin Kaynak Kabiliyeti

Kaynak sırasında çeliğin yapısında; kaynak ısısın tesiriyle bir çok

değişmeler meydana gelir. Kaynak kabiliyetinin bir çok tanımı olmakla

beraber, “ Bir çeliğin geniş tedbir almadan istenen metalurjik, teknolojik

ve konstriktif özellikleri sağlayarak kaynak edebilme yatkınlığına kaynak

kabiliyeti denir.

Bir çeliğin iyi bir kaynak kabiliyetine sahip olduğunu

söyleyebilmek için aşağıdaki iki hususu sağlaması gerekir.

a. Malzeme kaynak öncesi ve sonrası iyi bir sünekliğe sahip

olmalıdır.

b. Kaynak metali ile ana metal karıştığında gevrek olmayan bir

yapı meydana getirmelidir.

Kaynak kabiliyetini üç aşama da incelemek mümkündür.

1. Teknolojik kaynak kabiliyeti; kaynak yöntemlerine

uygunluğu ifade eder.

144

2. Metalurjik kaynak kabiliyeti; kaynak sırasında verilen ısının

tesiriyle meydana gelen fiziksel ve kimyasal değişikliklerin

uygunluğu

3. Konstrüktif kaynak kabiliyeti; kaynaklı bağlantının

çatlamaya karşı hassasiyetini gösteren özelliklerdir.

10.1.1. Kaynak Kabiliyetine Tesir Eden Faktörler

Kaynak kabiliyetine genelde beş faktör etki eder. Bunlar ısı, ana

metal, ilave metal, kaynak yöntemi ve konstrüksiyonudur.

Isı; Kaynak sırasında parçaya verilen ısı; erime miktarı, difüzyon,

metalurjik dönüşümler, kimyasal reaksiyonlar ve mekanik özelliklere

tesir eder. Kaynak sırasında verilen ısı miktarı arttıkça ana metalin eriyen

kısmı da artar. Bu sırada ana metaldeki impuriteler kaynak dikişine

geçebilir ve yüksek sıcaklık sebebiyle ortamdaki gazların erime oranları

artar.

Ayrıca ısı miktarı arttıkça iç gerilmeler meydana gelir. Bu da

parçanın deformasyonuna sebep olur. Bunların dışında ana metalin

yapısına bağlı olarak mekanik özelliklerde değişir. Örneğin sıcaklık

arttıkça, çekme ve akma mukavemeti azalır, ana metal tane boyutunda

değişmeler meydana gelir. Bu da mekanik özellikleri belirleyen başlıca

değişkenlerden biridir.

Ortamda bulunan gazlar sıcaklık arttıkça ana metal içine daha

kolay difüze olurlar. Eğer soğuma nisbeten hızlı olursa gazların hapsolma

ihtimali vardır ki bu da bazı çatlakların sebebi olabilir.

Kaynak sırasında verilen ısı kaynak bölgesinin soğuma hızını ve

ana metali ile ilave metalin bileşimine bağlı olarak metalurjik

145

dönüşümleri de belirler. Bu ise kaynak bölgesinin sertleşme eğilimine

bağlı olarak çatlama riski üzerinde etkili olur.

Ana metal; ana metalin bileşimi sertleşme ve dolayısı ile çatlama

ihtimali üzerine tesir eden en önemli unsurdur.

Havada sertleşebilen çelikler kaynak bölgesinde çatlamaya karşı

çok hassastır. Yani sertleşme eğilimi fazla olan malzemelerde çatlama

riski fazladır. Bir çeliğin sertleşme eğilimi kimyasal bileşimden hareketle

tespit edilebilir. Çeliklerde sertleşmeye sebep olan martenzitik yapıdır.

Dolayısıyla martenzitik teşekkülüne müsait bir metalurjik dönüşüm

kaynak işleminde istenmez.

Çelik malzemelerde karbon miktarı arttıkça TTT diyagramında

perlit burnu sağa kaymakta yani martenzit oluşma ihtimali artmaktadır.

Diğer alaşım elementleride başta Mn olmak üzere bu olaya azalan bir

oranda etki etmektedirler. Buradan hareketle, alaşım elemanlarının belli

bir oran dahilinde, çeliğin bileşimindeki karbon miktarına ilave

edilmesiyle bulunan değere “Karbon eşdeğeri” denir. Karbon eşdeğeri

çeliğin sertleşme eğiliminde göz önüne alınması gereken en önemli kriter

olup, bu değer büyüdükçe çeliğin kaynak kabiliyeti de o oranda

azalmaktadır.

Karbon eşdeğerliği üzerine birçok araştırmacı tarafından değişik

formüller geliştirilmiştir. Sade karbonlu çelikler için karbon eşdeğeri

4

Si % Mn % C % Ceş

formülü ile belirlenirken, Uluslar arası kaynak enstitüsünün IX numaralı

kaynak kabiliyeti komisyonu alaşımlı çelikler için karbon eşdeğerliğini

146

15

Cu % Ni %

5

V Mo Cr %

6

Mn % C % Ceş

şeklinde formülüne etmiştir. Bu formülle bulunan sonuca göre Ceş yüksek

olan çeliklere kaynak öncesi bazı önlemler almak gerekir. Buna göre;

Karbon EĢdeğeri Ön Tav Sıcaklığı oC

0,45‟den küçük ------------

0,45 – 0,60 100 – 200

0,60‟dan büyük 200 - 300

Çelikleri sıcaklık ve zaman karşısındaki davranışları dikkate

alınarak kaynak kabiliyeti bakımından üç gruba ayrılabilir.

Ġyi bir kaynak kabiliyetine sahip çelikler; Herhangi bir

tedbir almadan klasik kaynak yöntemleri ile kaynak

edilebilirler. Bunlarda ITAB‟da tane irileşmesinin dışında bir

değişiklik ve sertleşme oluşmaz. Karbon eş değerliği %

0,45‟den küçük olan çeliklerdir.

Orta derecede kaynak kabiliyetine sahip çelikler; Karbon

eş değerliği % 0,45 – 0,60 arası olan çeliklerdir. Bu gruba

giren çeliklerde emniyetli bağlantılar elde edebilmek için,

malzeme ve kaynak yöntemi seçimi dikkatle yapılmalıdır.

Uygun bir ön tav sıcaklığı uygulanmalı ve gerekli

durumlarda gerilme giderme tavlaması uygulanır.

Kötü derecede kaynak kabiliyetine sahip çelikler; Bu

gruba giren çelikler özel tedbirlerle kaynak edilirler. Söz

konusu olduğu konstrüksiyonlarda kullanılmazlar. Bu çelikler

özel kaynak metali kullanılarak ve yüksek ön tav sıcaklığı

147

uygulanarak ve kontrollü soğuma sağlanarak kaynak edilirler.

Karbon eş değerlikleri % 1‟den fazla olan çelikler bu gruba

girerler.

Ġlave Metal; ilave metal kaynak sırasında ergiyen, ana metal ile

karışarak kaynak metalini, kaynak dikişini oluşturan unsurdur. Dikişte

ana metalin ilave metale oranı kaynak yöntemine bağlı olup geniş

değişme aralığına sahiptirler. İlave metalin kimyasal bileşimi kaynak

sonrası dikişte meydana gelecek yapıyı tayin etmesi bakımından

önemlidir.

İlave metalin akma sınırı ana metalinkine yakın olmalıdır. Bu

durum özellikle kaynak işleminde meydana gelen distorisyon ve iç

gerilmeleri karşılayacak bir süneklik de ilave metal açısından aranan bir

özelliktir. İlave metalin ihtiva ettiği hidrojen miktarı arttıkça kaynak

kabiliyeti zayıflamaktadır. Bu ise elektrot örtüsünün rutubet miktarı ile

ilgilidir. Örtüdeki nem miktarı azaldıkça hidrojenin zararlı etkileri de

ortadan kalkar ve çatlama riski azalır. Kaynak dikişinde dikişin her

yerinde alaşım homojen değildir. Kök paso da ana metalin, kapak pasoda

elektrotun katkısı hakimdir. Geniş dikişlerde orta pasolar sadece ilave

metalden oluşur. Temiz ve homojen bir dikiş kaynak kabiliyetine olumlu

tesir eder.

Ark kaynağında elektrotun çapı arttıkça parçaya daha fazla ısı

verileceğinden kaynak sonrası soğuma hızı azalmaktadır. Bu da çatlama

riskini azaltır. Diğer taraftan kaynak banyosu genişlediğinden ana metalin

kükürt ve fosfor miktarının fazla olması halinde kaynak metalinin

148

merkezi son katılaşma bölgesini oluşturduğundan kükürt ve fosfor

segregasyonu sonucu çatlama riski artar.

Ġmal Usülü; Kaynak kabiliyeti, kaynağın uygulama şekli ve imal

usulü ile de yakından ilgilidir. Örneğin kaynak sırasında dikişlerin ve

pasoların uygun şekilde ve sıra dahilinde çekilmesi, özellikle sertleşme

kabiliyeti yüksek çeliklerde sertleşme tehlikesine büyük oranda azaltarak

kaynak emniyetine olumlu tesir eder.

Elektrik ark kaynağında dikişin formu veya kaynak ağzı şekli de

meydana gelecek gerilmelerin şiddetini ve çatlama riskini belirler.

10.2. Kaynaklı BirleĢtirmelerde Çatlak ÇeĢitleri

10.2. 1. Sıcak Çatlak

Kaynak işlemi sırasında çatlamaya sebep olan iki faktör vardır.

Bunlar malzemenin yetersiz sünekliği ve meydana gelen çekme

gerilmesinin malzemenin kırılma gerilmesi değerini aşmasıdır. Bu

sebeple, malzemenin katılaşma bölgesindeki özelliklerinin sıcak çatlama

da önemi büyüktür. Sıcak çatlaklar genellikle kaynak metalindeki karbon

veya kükürdün ya da her ikisinin birden oranının fazla olması sonucu

ortaya çıkan bir çatlak türüdür.

Katılaşma bölgesindeki gevrekliğe taneler arası sürekli sıvı

filmlerinin sebep olduğu düşünülmektedir. Bu sıvı çatlamaya karşı hassas

olan Al alaşımlarındaki gibi ötektik olabileceği gibi çelikte kükürtün

meydana getirdiği empuritler şeklinde ortaya çıkabilir. Çatlamaya

empuritlerin sebep olduğu durumlarda sıvı metal tane sınırlarını ıslatma

kabiliyetine sahipse yalnız bir sıvı filmi teşekkül eder. Şayet yüzey

gerilim tane sınırlarına göre düşükse bu takdirde mangan, karbonlu ve

149

düşük alaşımlı çeliklerde olduğu gibi sülfür filimlerini küresel hale

getirerek çatlamaya mani olur.

Sıcak çatlaklar kaynağın hemen arkasından, yüksek sıcaklıkta

katılaşma sırasında yahut, katılaşmadan hemen sonra meydana gelir. Bu

çatlakların en fazla meydana geldiği dikişler iç köşe birleştirmelerdir.

Şekil 10.1. Bazı durumlarda X ve K birleştirmelerin kök pasolarında da

görülmektedir.

ġekil 10.1. Ġç köĢe kaynağında sıcak çatlak

10. 2.2. Krater Çatlakları

Bu kaynak türü, hemen hemen bütün alaşımsız ve düşük alaşımlı

çeliklerin kaynağında elektrotun çabuk kaldırılmasıyla meydana gelen

çatlaklar olup daha ziyade alın birleştirmelerin kök pasolarında görülür.

Elektrotun bitimine veya kaynağın sonuna doğru elektrot kaynak

yerinden hızlı kaldırılırsa kaynak metali krater yerinde az yığıldığından

zayıf ve kalınlığı ince olur. Bu durum erimiş haldeki kaynak metalinin

katılaşma sırasında hacimsel küçülmesiyle krater çatlağının meydana

gelmesine sebep olur. Şekil 10.2.‟de gösterilmiştir. Krater çatlağının

150

oluşumunu önlemek için kaynağın veya elektrotun bitiminde elektrot

çabuk çekilmemeli ve krater iyice doldurularak dikişin son kısmına biraz

fazla metal yığılır. Pratikte dikişin bitiminde veya elektrot değiştirilirken

20 – 25 mm elektrot geriye doğru yavaşça çekilerek ark söndürülür.

ġekil 10.2. Alın birleĢtirmesinde krater çatlağın Ģematiği

10.2.3. Gerilme Çatlakları

Bu çatlaklar, kaynak sırasında dikiş de meydana gelen kendini

çekme gerilmelerine sebep olduğu ve kaynak dikişine dik olarak meydana

gelen çatlak çeşididir. Bu çatlak genellikle aynı yerin herhangi bir sebeple

birden fazla kaynak yapma sonucu görülür.

Bunu önlemek için malzemeye bir yardımcı tavlama uygulamak

gerekir. Yardımca tavlama ön tavlamadan biraz farklı olup kaynak metali

151

yığılmadan önce uygulanarak soğuma hızının ani düşüşünü önleyerek

parçanın yavaş soğumasını sağlar. Böylece gerilmeler azaltılmış olur.

Ayrıca geçiş bölgesindeki sertleşme de en aza indirilmiş olur. Sertleşme

kabiliyeti fazla çeliklerin kaynağında yardımcı tavlamadan başka ön

tavlama da faydalıdır.