GAZ ALTI KAYNAK YÖNTEMİ İLE KAYNATILAN FERRİTİK

PASLANMAZ ÇELİKLERDE ARGON VE HELYUM GAZLARININ

KAYNAK KARAKTERİSTİK ÜZERİNE ETKİSİNİN İNCELENMESİ

Derviş Mehmet YUMUŞAK

YÜKSEK LİSANS TEZİ

METAL EĞİTİMİ

GAZİ ÜNİVERSİTESİ

FEN BİLİMLERİ ENSTİTÜSÜ

TEMMUZ 2008

ANKARA

Derviş Mehmet YUMUŞAK tarafından hazırlanan “GAZ ALTI KAYNAK

YÖNTEMİ İLE KAYNATILAN FERRİTİK PASLANMAZ ÇELİKLERDE

ARGON VE HELYUM GAZLARININ KAYNAK KARAKTERİSTİK ÜZERİNE

ETKİSİNİN İNCELENMESİ” adlı bu tezin Yüksek Lisans tezi olarak uygun

olduğunu onaylarım.

Prof. Dr. Cemil ÇETİNKAYA ……………………………….

Tez Danışmanı, Metal Eğitimi Anabilim Dalı

Bu çalışma, jürimiz tarafından oy birliği ile Metal Eğitimi Anabilim Dalında Yüksek

Lisans tezi olarak kabul edilmiştir.

Yrd. Doç. Dr. İbrahim ERTÜRK ……………………………….

Endüstriyel Teknoloji Eğitimi Anabilim Dalı, G. Ü.

Prof. Dr. Cemil ÇETİNKAYA ……………………………….

Metal Eğitimi Anabilim Dalı, Gazi Üniversitesi

Yrd. Doç. Dr. Behçet GÜLENÇ ……………………………….

Metal Eğitimi Anabilim Dalı, Gazi Üniversitesi

Tarih: 26/06/2008

Bu tez ile G.Ü. Fen Bilimleri Enstitüsü Yönetim Kurulu Yüksek Lisans derecesini

onamıştır.

Prof. Dr. Nermin ERTAN ……………………………….

Fen Bilimleri Enstitüsü Müdürü

TEZ BİLDİRİMİ

Tez içindeki bütün bilgilerin etik davranış ve akademik kurallar çerçevesinde elde

edilerek sunulduğunu, ayrıca tez yazım kurallarına uygun olarak hazırlanan bu

çalışmada orijinal olmayan her türlü kaynağa eksiksiz atıf yapıldığını bildiririm.

Derviş Mehmet YUMUŞAK

iv

GAZ ALTI KAYNAK YÖNTEMİ İLE KAYNATILAN FERRİTİK

PASLANMAZ ÇELİKLERDE ARGON VE HELYUM GAZLARININ

KAYNAK KARAKTERİSTİK ÜZERİNE ETKİSİNİN İNCELENMESİ

(Yüksek Lisans Tezi)

Derviş Mehmet YUMUŞAK

GAZİ ÜNİVERSİTESİ

FEN BİLİMLERİ ENSTİTÜSÜ

Temmuz 2008

ÖZET

Bu çalışmada, ferritik paslanmaz çeliklerden (AISI 430) hazırlanan numuneler

saf Ar, He ve belirli oranlarda (%25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-

%25 He) karışım gazlar kullanılarak TIG ve MIG kaynak yöntemi ile

kaynatılmıştır. Kaynağa uygun olarak ayarlanmış parametreler sabit kalırken

sadece koruyucu gaz türü (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-

%25 He) değiştirilerek yapılan kaynaklı birleştirmelerden standartlara uygun

yeteri kadar numune alınarak sertlik, çekme ve çentik-darbe testleri

uygulanmış, ayrıca kaynaklı birleştirmelerin etkili mikroyapı fotoğrafları

çekilerek incelenmiştir. Böylece, ferritik paslanmaz çeliklerin MIG ve TIG

kaynağı ile kaynaklanabilirliğinin yanısıra koruyucu gaz olarak kullanılan Ar,

He ve Ar–He karışım gazlarının kaynağa etkileri araştırılmıştır.

Bilim Kodu : 710.1.092 Anahtar Kelimeler : Paslanmaz, TIG, MIG, He, Ar, Ferritik paslanmaz çelik Sayfa Adedi : 103 Tez Yöneticisi : Prof. Dr. Cemil ÇETİNKAYA

v

THE WELDING OF FERRITIC STAINLESS STEELWITH GAS UNDER

WELDING METHOD AND THE EVALUATION OF THE EFFECTS OF

ARGON AND HELIUM GASES ON THE CHARACTERISTIC OF

WELDING

(M. Sc. Thesis)

Derviş Mehmet YUMUŞAK

GAZİ UNIVERSITY

INSTITUTE OF SCIENCE AND TECHNOLOGY

July 2008

ABSTRACT

In this study, the examples prepared from ferritic stainless steel (AISI 430) by

using mixed gases in specific rates (%25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-

%25 He) welded with TIG and MIG welding method. The parameters staying

stable, from the welded combinations done by changing only the protective gas

type (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar- %25 He), by taking

enough samples suitable for the standards, the tests of hardness, tensile

strength and charpy impact are applied, furthermore the

effectivemicrostructure photos of welded combinations are taken and

researched. By this way , the welding ability of stainless steel with MIG and TIG

welds , moreover the effects of mixed gases Ar, He, Ar-He that are used as

protective gases, to the welding are researched.

Science Code : 710.1.092 Key Words : Stainless steel, TIG, MIG, He, Ar, ferritic stainless steel. Page Number : 103 Adviser : Prof. Dr. Cemil ÇETİNKAYA

vi

TEŞEKKÜR

Bu çalışmanın hem uygulamaya yarar getirmesi hem de üniversite-sanayi işbirliğinin

gelişmesine katkıda bulunması amacıyla bilgi ve tecrübeleriyle çalışmama ışık tutan

ve değerli yardım ve katkılarıyla beni yönlendiren sayın hocam Prof. Dr. Cemil

ÇETİNKAYA’ ya teşekkürlerimi sunarım.

Bütün çalışmalarım boyunca yardımını esirgemeyen araştırma görevlisi sayın Tayfun

FINDIK’ a da teşekkürlerimi belirtmek isterim.

Çalışmalarım süresince göstermiş oldukları destek ve anlayış için Teknik Eğitim

Fakültesi Metal Eğitimi Bölüm Başkanı Prof. Dr. Adem KURT’ a ve tüm öğretim

elemanlarına, özellikle öğretim görevlisi sayın Yrd. Doç. Dr. Ahmet DURGUTLU’

ya ve araştırma görevlisi sayın Uğur ARABACI’ ya teşekkür ederim. Teknik Eğitim

Fakültesi Döküm Eğitimi Bölüm Başkanı Doç. Dr. Ferhat GÜL’ e ve deneysel

çalışmalarımda yardımlarını esirgemeyen araştırma görevlisi sayın Yakup TURGUT’

a ve araştırma görevlisi sayın Volkan KILIÇLI’ ya teşekkür ederim. Yine deneysel

çalışmalarımda yardımlarını esirgemeyen Aksaray Mercedes-Benz Türk A. Ş.

Malzeme Muayene Laboratuarı Şefi sayın Murat ATEŞ’ e ve laboratuar sorumlusu

sayın Mahmut ÖRS’ e teşekkürlerimi sunarım.

Tüm hayatım boyunca beni her zaman destekleyerek bugünlere getiren, çok sevdiğim

ve saygı duyduğum değerli aileme de teşekkürü bir borç bilirim.

vii

İÇİNDEKİLER

Sayfa ÖZET………...………………………………………………………………………iv ABSTRACT……………………………………………………………..…………....v TEŞEKKÜR………………………………………………………………………….vi İÇİNDEKİLER………………………………………..…………………………….vii ÇİZELGELERİN LİSTESİ……………………………………………………...........x ŞEKİLLERİN LİSTESİ……………………………………………………………..xii RESİMLERİN LİSTESİ…………………………………………………………....xiv SİMGELER VE KISALTMALAR…………………………………………….…..xvi 1. GİRİŞ……………………………………………………..………………………..1 2. PASLANMAZ ÇELİKLER……………………………..………………………....3 2.1. Giriş……………………….………………………………….………………..3 2.2. Paslanmaz Çeliklerin Özellikleri……………………………………………...6 2.3. Paslanmaz Çeliklerin Kaynağı…..……………………………………………7 2.4. Paslanmaz Çelik Türleri ve Kaynak Teknikleri……………………………….8 2.4.1. Martenzitik paslanmaz çelikler……………….……...…………………9 2.4.2. Ferritik paslanmaz çelikler………………….……...………………….14 2.4.3. Östenitik paslanmaz çelikler………………………………...………...27 2.4.4. Çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler…………...………………….36 2.4.5. Çift fazlı (duplex) paslanmaz çelikler……………………...………….41 2.5. Paslanmaz Çeliklerin Seçimi……………...…………………………………47 3. TUNGSTEN INERT GAS ( TIG ) KAYNAK YÖNTEMİ………………...….…49 3.1. Kaynak Devresi………………………………………………...…………….51

viii

Sayfa 3.1.1. Güç kaynağı (kaynak makinesi)………………………………...……..51 3.1.2. Torç ve torç kablosu…………………………………………………...54 3.1.3. Kaynak telleri………………………………………………………….54 3.2. TIG Kaynağında Kullanılan Koruyucu Gazlar………………………………54 4. METAL INERT GAS ( MIG ) KAYNAK YÖNTEMİ…………………………..56 4.1. MIG Kaynak Donanımı……………………………………………………...58 4.2. Çalışma Tekniği……………………………………………………………...61 4.3. MIG Kaynağında Kullanılan Koruyucu Gazlar……………………………...64 5. DENYSEL ÇALIŞMALAR……………………………………………………...67 5.1. Materyal ve Metod…………………………………………………………...67 5.1.1. Materyal……………………………………………………………….67 5.1.2. Metod………………………………………………………………….68 6. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA………………………………………...71 6.1. Makroyapı Sonuçları ……………………………………………..………….71 6.1.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait makroyapı sonuçları…….71

6.1.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait makroyapı sonuçları……..72

6.1.3. Makroyapı sonuçlarının tartışılması…………………………….…….73

6.2. Mikroyapı Sonuçları …………………………………...……………...….....74 6.2.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait mikroyapı sonuçları…….74

6.2.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait mikroyapı sonuçları……...80

6.2.3. Mikroyapı sonuçlarının tartışılması…………….……………..........…86

ix

Sayfa 6.3. Sertlik Sonuçları………………………………………...……………………87 6.3.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları…………87

6.3.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları………….89

6.3.3. Sertlik sonuçlarının tartışılması…………………………….…………91

6.4. Çekme Deney Sonuçları…..………………………...…………...…………..92

6.4.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları….93

6.4.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları…..95

6.4.3. Çekme deney sonuçlarının tartışılması………………..…………...….97

6.5. Çentik Darbe Deney Sonuçları……………………………………….……...97

6.5.1. Çentik-darbe deney sonuçlarının tartışılması…………………...…….98

7. SONUÇ VE ÖNERİLER…………………………………………………………99 KAYNAKLAR……………………………………………...……………………..100 ÖZGEÇMİŞ…………………………………………………..……………………103

x

ÇİZELGELERİN LİSTESİ

Çizelge Sayfa Çizelge 2.1. Martenzitik paslanmaz çeliklerin AISI ve DIN (TSE)’a göre bileşimleri ve özellikleri………………………………………….11 Çizelge 2.2. Martenzitik paslanmaz çelikler için öntav, kaynak ısı girdisi ve son tav gereksinimi………………………………………13 Çizelge 2.3. Başlıca ferritik paslanmaz çelikler…………….………………….……17 Çizelge 2.4. Başlıca ferritik paslanmaz çeliklerin kullanım alanları………………..18 Çizelge 2.5. Yeni tür ferritik paslanmaz çelikler……………………………………19 Çizelge 2.6. Ferritik paslanmaz çeliklerin seçimine etki eden faktörlerin belirtilmesi…..…………………………………………………………20 Çizelge 2.7. Ostenitik paslanmaz çeliklerin kimyasal kompozisyonu………..……..29 Çizelge 2.8. Krom karbür çökelmesinin karbon içeriği, zaman ve sıcaklığa bağlılığı…………………………………………………...35 Çizelge 2.9. Bazı çökelme sertleşme paslanmaz çelik tiplerinin kimyasal bileşimleri……………………………………………………38 Çizelge 2.10. Duplex paslanmaz çeliklerin tipik kimyasal kompozisyonları..……...42 Çizelge 3.1. Ferritik paslanmaz çeliklerin TIG kaynağında kaynaklanan ürünün kalınlığına göre uygulanacak akım şiddeti………….…………53 Çizelge 4.1. Ferritik paslanmaz çeliklerin MIG kaynağında kaynaklanan ürünün kalınlığına göre uygulanacak akım şiddeti……….……………63 Çizelge 5.1. Deneylerde kullanılan AISI 430 ferritik paslanmaz çeliğinin kimyasal analizi……...………………………………………67 Çizelge 5.2. Deneylerde kullanılan paslanmaz çelik kaynak tellerinin kimyasal anlizi…………………………………………….....67 Çizelge 5.3. MIG kaynak yönteminde kullanılan kaynak parametreleri……………68 Çizelge 5.4. TIG kaynak yönteminde kullanılan kaynak parametreleri…………….68 Çizelge 6.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları………….87

xi

Çizelge Sayfa Çizelge 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları…………..89 Çizelge 6.3. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları…..93 Çizelge 6.4. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları…...95

Çizelge 6.5. Çentik-darbe deneyi sonuçları…………………………………………98

xii

ŞEKİLLERİN LİSTESİ

Şekil Sayfa Şekil 2.1. Schaeffler diyagramı……………………………………………………….8 Şekil 3.1. TIG kaynak donanımı prensip şeması……………………………………49 Şekil 3.2. TIG Kaynağının uygulama örnekleri…………………………………..…50 Şekil 3.3. TIG kaynağı kaynak bölgesi(Şematik)…………………………………...50 Şekil 3.4. TIG kaynağı kaynak devresi……………………………………………...51 Şekil 3.5. Alternatif akım (AC) kaynak makinesi şematik gösterimi……………….52 Şekil 3.6. Doğru akım (DC) kaynak makinesi şematik gösterimi…………………..53 Şekil 4.1. MIG kaynak donanımı blok şeması………………………………………58 Şekil 4.2. Kutuplamanın dikiş formuna etkisi………………………………………61 Şekil 4.3. Hamlacın meyline göre dikiş formunun değişimi………………………..62 Şekil 4.4. Serbest tel uzunluğunun dikiş formuna etkisi (şematik)………………….64 Şekil 4.5. Argon, helyum ve Ar + He karışım gazların kaynak dikiş geometrisine etkisi………………………………………………….66 Şekil 5.1. Kaynaklı malzemeden çıkarılan standart çekme deney numunesi……….70 Şekil 5.2. Kaynaklı malzemeden çıkarılan standart çentik-darbe deney numunesi…70 Şekil 6.1. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri. a- %99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi………...88 Şekil 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri. a- %99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi………...90 Şekil 6.3. AISI 430 malzemesinin çekme deneyi grafiği……………………………92

xiii

Şekil Sayfa Şekil 6.4. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait çekme deneyi grafikleri. a- %99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi ...............94 Şekil 6.5. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait çekme deneyi grafikleri. a- %99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi …...……96

xiv

RESİMLERİN LİSTESİ

Resim Sayfa Resim 3.1. TIG kaynağı kaynak bölgesi…………………………………………….50 Resim 6.1 MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait makroyapı resimleri. a- %99,99 He, b-%75He-%25Ar, c- %50He-%50Ar, d-%25He-%75Ar, e- %99,99 Ar…………………….72 Resim 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait makroyapı resimleri. a- %99,99 He, b-%75He-%25Ar, c- %50He-%50Ar, d-%25He-%75Ar, e- %99,99 Ar ………………..…73 Resim 6.3. AISI 430 numunesinden alınan mikroyapı fotoğrafı……………............74 Resim 6.4. MIG kaynağı ile saf Helyum gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………75 Resim 6.5. MIG kaynağı ile %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………76 Resim 6.6. MIG kaynağı ile %50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………77 Resim 6.7. MIG kaynağı ile %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………78 Resim 6.8. MIG kaynağı ile saf Argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………79 Resim 6.9. TIG kaynağı ile saf Helyum gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri……………80 Resim 6.10. TIG kaynağı ile %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri…………..82 Resim 6.11. TIG kaynağı ile %50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri…………..83 Resim 6.12. TIG kaynağı ile %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri…………..84 Resim 6.13. TIG kaynağı ile saf argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri…………..85 Resim 6.14. Ana malzemede çekme deneyi sonrası oluşan kopma…………………92

xv

Resim Sayfa

Resim 6.15. MIG kaynağı çekme deneyi sonrası oluşan kopma …………………...93

Resim 6.16. TIG kaynağı çekme deneyi sonrası oluşan kopma ……………………94

xvi

SİMGELER VE KISALTMALAR

Bu çalışmada kullanılmış bazı simgeler ve kısaltmalar, açıklamaları ile birlikte

aşağıda sunulmuştur.

Simgeler Açıklama Ar Argon

He Helyum

Cr Krom

Ni Nikel

α Ferrit

α' Kromca zengin ferrit

HRC Rockwell sertlik ölçme yöntemi

Cr(eş) Krom eşdeğeri

Ni(eş) Nikel eşdeğeri

V Ark gerilimi (volt)

I Kaynak akımı (amper)

HV2 Wickers sertlik ölçme yöntemi

Kısaltmalar Açıklama AISI Amerikan Demir ve Çelik Enstitüsü

MIG Metal Inert Gas

TIG Tungsten Inert Gas

WIG Wolfram Inert Gas

MAG Metal Active Gas

DIN Alman Normu

TSE Türk Standartları Enstitüsü

F.P.Ç. Ferritik Paslanmaz Çelik

YMK Yüzey Merkezli Kübik

HMK Hacim Merkezli Kübik

PRE Oyuklanma korozyon direnci eşdeğeri

xvii

Kısaltmalar Açıklama Ms Martenzitik dönüşüm başlama sıcaklığı

ITAB Isının Tesiri Altındaki Bölge

AC Alternatif Akım

DC Doğru Akım

DCEN Doğru Akım Elektrot Negatif

DCSP Doğru Akım Düz Kutuplama

1

1. GİRİŞ

Mekanik özellikler açısından diğer ucuz çeliklerden fazla bir farklılık göstermeyen

paslanmaz çelikler, maliyetlerinin yüksek olmasına rağmen piyasada yaygın olarak

kullanılmaktadır. Bunun nedeni de korozyona karşı direncinin yüksek olmasıdır[1].

Genellikle paslanmaz çelikler yüksek krom alaşımlı çelikler olup, paslanmaz olarak

nitelendirilebilmeleri için bu malzemelerin kimyasal içeriğinde en az % 10,5 Cr

bulunması gerekmektedir[2]. Korozyona dayanıklılık özelliği esas alaşım elementi

krom ile elde edilir. Ancak molibden ve nikel ilavesi ile paslanmazlık özelliği daha

da arttırılır[3]. Çeliğin içersindeki kromun korozyona karşı koruyucu kabiliyeti, krom

ile oksijen arasındaki büyük affiniteden ileri gelmektedir. Malzeme içerisindeki krom

miktarı yeterli olduğunda çeliğin yüzeyinde ince bir oksit (Cr2O3) tabakası meydana

gelmektedir. Oluşan bu oksit tabakası yüzeyi aktif olmayan bir hale getirmekte ve

çevrenin olumsuz etkisinden korumaktadır[4].

Günümüzde paslanmaz çeliğin uygulama alanları çok fazladır. Yüksek korozyon

dirençleri, uygun mekanik özellikler ve oksidasyona direnç bakımından kimya, gıda,

gemi insaatı, otomotiv, uzay, hava taşıtları, mutfak eşyaları endüstrisinde, mimari

dekorasyon ve tıp aletlerinde uygulamaları çok fazladır[3].

Günümüz endüstrisinde yaygın olarak kullanılan paslanmaz çelikler, içerdiği katkı

elemanlarına göre değişen ve tamamen östenitik ve ferritik özelliklerine göre beş

farklı gruba ayrılmakta olup bunlar ise aşağıda sıra ile verilmektedir.

1. Östenitik paslanmaz çelikler

2. Ferritik paslanmaz çelikler

3. Martenzitik paslanmaz çelikler

4. Çift fazlı paslanmaz çelikler

5. Çökelme yolu ile sertleşmeli paslanmaz çelikler [5].

2

Paslanmaz çeliklerin kullanım alanlarının artmasının temel nedeni, korozif

ortamlarda mekanik özelliklerini yitirmeden gösterdikleri yüksek korozyon

dirençleridir. Her türde ve biçimde bulunabilen ve kolaylıkla şekillendirilebilen

paslanmaz çeliklerin geliştirilmiş kaynak yöntemleri ile başarılı bir biçimde kaynak

edilebilmeleri uygulama alanlarını daha da genişletmektedir[6]. İnce kesitli

parçaların birleştirilmesinde özellikle TIG (Tungsten Inert Gas) ve MIG (Metal Inert

Gas) gibi gazaltı kaynak yöntemleri tercih edilmektedir. Bu kaynak yöntemlerinde

koruyucu gaz ve ilave metal seçimi kaliteli bir kaynak birleşimi sağlaması

bakımından oldukça önemlidir[7].

Bu çalışmada; ferritik paslanmaz çelik (AISI 430) malzemeye MIG ve TIG

kaynakları yapılarak kaynaklı birleştirmenin mikroyapı ve mekanik özelliklere olan

etkileri incelenmiştir. Deneysel çalışmalarda, AISI 430 ferritik paslanmaz çelik

malzemelere farklı gazlar ve gaz karışımları (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50

He, %75 Ar-%25 He) kullanılarak MIG ve TIG kaynağı ile birleştirme işlemleri

yapılmış ve bu birleştirmelere sertlik, akma, çekme, çentik darbe testleri

uygulanmıştır. Ayrıca kaynaklı birleştirmelerin mikroyapı fotoğrafları çekilerek

incelenmiştir. Mekanik testlerden ve mikroyapı incelemelerinden elde edilen

sonuçlar sayesinde birleştirilen malzemelerin birbiri ile mukayesesi yapılmıştır.

3

2. PASLANMAZ ÇELİKLER

2.1. Giriş

Paslanmaz çeliklerin doğuşu, demir ile başlayan demir alaşımlarının gelişimine

dayanır. Cori’un demir yapım metotlarını geliştirmesi ve haddelenmiş parçaları elde

edebilmek amacıyla merdaneleri ortaya çıkarması ile, çeliğin kitle halinde üretimine

başlanmıştır. Daha önceleri başarılı araştırmalar yapılmasına rağmen 19. yy.

ortalarında kromlu çeliklerin paslanmaz özellikte oldukları anlaşılmıştır[3].

İçinde birçok organik ve madeni agresif etkenlerin bulunduğu sulu ortamda

korozyona mukavemet arzeden çeliklere paslanmaz çelik denir. Atmosferik

etkenlerin korozyonuna mukavemet, bunun bir özel durumudur. Keza bu deyim gazlı

ve içinde ateşin bulunduğu ortamda yüksek sıcaklıkta korozyona dayanıklı çelikleri

de kapsar. Paslanmaz çelikler esas itibariyle demir, krom ve çoğu zamanda nikel

içeren alaşımlar olup başlıca özelliklerini kroma borçludurlar. Kromlu çeliklerin

uygulama alanı geniş olup bunlar özellikle oksitlenme ve korozyona mukavemet için

kullanılırlar. Çalışma sıcaklığına ve korozif çevreye göre çelik seçilir. Oksitlenmeye

mukavemet krom oranı ile artar[8].

Paslanmaz çelikler; içerisinde en az %10,5 (bazı kaynaklarda ise en az % 12)

oranında (ağırlıkça) krom (Cr) içeren demir esaslı alaşımlar olarak tanımlanırlar.

Paslanmaz çeliğin yüzeyinde oluşan ince fakat yoğun kromoksit tabakası korozyona

karşı yüksek dayanım sağlar ve oksidasyonun daha derine doğru ilerlemesini

engeller[9].

Çelikler diğer demir alaşımlarının büyük bir kısmı gibi atmosferde oksitlenirler ve

yüzeylerinde bir oksit tabakası oluşur. Alüminyum ve çinkonun yüzeyinde oluşan

koruyucu oksit tabakasının tersine çeliğin yüzeyini kaplayan bu oksit tabakası,

oksitlenmenin iç kısımlara ilerlemesine engel olmaz. Paslanmaz çeliklerde ise,

korozyon direnci artan krom miktarına bağlı olarak yükselmektedir. Bu konuda farklı

birçok görüş varsa da bunlardan en kabul göreni, sıkı ve ince bir krom oksit

4

tabakasının paslanmaz çelik üzerinde oluştuğu ve bu tabakanın oksidasyon ve

korozyonun ilerlemesine engel olduğudur. Çeliğin içeriğindeki kromun koruyucu

etkisi, krom ile oksijen arasındaki afiniteden ileri gelmektedir. Krom içeren çelikler

yüzeyi bir krom oksit tabakası ile örtülü olmadığı takdirde korozyona ve özelikle

oksidasyona karşı çok hassastırlar; bu hale aktif denir. Buna karşın, bu oksit tabakası

oluşma olanağı bulduğunda metali korozif ortamlara karşı korur, dolayısı ile çelikler

pasifleşmiş olur. Pasivitenin sınırları ile derecesi, ortamın aktivitesi ile paslanmaz

çeliğin tür ve bileşimine bağlıdır.

Paslanmaz çeliklerin içerisinde paslanmazlık özelliğini sağlayan elementlerin

yanısıra, diğer bazı gereksinimleri karşılamak üzere ilave edilen alaşım elementleri

ve kaçınılmaz olarak bulunan karbon ve bazı empüriteler bulunmaktadır[6].

Alaşım elementlerinin en önemli özelliği belli bir fazın oluşumunu geliştirmek veya

onu kararlı hale getirmektir. Bu özelliği veren alaşım elementlerini şöyle

sıralayabiliriz: Östenit oluşturucu, ferrit oluşturucu ve nitrür oluşturucudur[10].

Karbon : Kuvvetli bir ferrit yapıcıdır. Yüksek mukavemetli alaşımlara sertleştirme ve

mukavemet arttırıcı etki için katılmaktadır. Kaynak metalinin korozyon direncini ve

düşük sıcaklıktaki tokluğunu negatif yönde etkiler.

Krom : Bir karbür ve ferrit yapıcıdır. Korozyon ve tufalleşme direncini sağlayan

alaşım elementidir. Paslanmaz çeliklerde yüksek sıcaklıkta mukavemet ve sürünme

mukavemetine belirgin bir etkisi yoktur.

Nikel : Kuvvetli östenit yapıcı ve dengeleyicidir. Yüksek kromlu ve az karbonlu

çeliklerde yüksek sıcaklıklardaki tane büyümesini önlemek için katılır. Mukavemeti

arttırır. Sıfırın altındaki sıcaklıklarda kaynak metalinin tokluğunu negatif yönde

etkiler.

Mangan : Östenit yapıcıdır. Tam östenitik alaşımlarda kaynak metalinin çatlama

direncini yükseltir.

5

Alüminyum : Kuvvetli bir ferrit yapıcıdır. Yüksek sıcaklıkta tufalleşme direncini

arttırır. Titanyum ile beraber bazı yüksek mukavemetli alaşımlara katılarak yaşlanma

sertleşmesi etkisini azaltır. Kuvvetli nitrür yapıcıdır. %12 krom içeren kaynak

metaline katılarak yapıyı ferritik yani sertleşmez hale getirir.

Niyobyum : Kuvvetli bir karbür yapıcıdır. Östenitik paslanmaz çelikleri krom karbür

çökelmesine karşı dengelemede kullanılır. Yüksek mukavemetli bazı alaşımlara

sertliği ve mukavemeti etkilemek için katılmaktadır. Bazı martenzitik paslanmaz

çelik türlerine karbonu bağlayarak, çeliğin sertleşme eğilimini azaltmak amacıyla

ilave edilir.

Azot : Kuvvetli östenit yapıcıdır. Yüksek kromlu ve az karbonlu çeliklerde yüksek

sıcaklıklardaki tane büyümesini önlemek için katılır. Mukavemeti arttırır. Sıfıraltı

sıcaklıklarda kaynak metali tokluğunu negatif yönde etkiler.

Kükürt : Fosfor ve selenyum elementlerinden bir tanesi molibden veya zirkonyum ile

az miktarda katılarak paslanmaz çeliğin talaşlı işlemeye yatkınlığını arttırır. Bu üç

element de kaynak metalinde çatlamayı teşvik eder.

Silisyum : Bir ferrit yapıcıdır. Östenitik çeliklerde korozyon direncini arttırmak için

kullanılır. Yüksek sıcaklıkta tufalleşme direncini arttırır. Yüksek sıcaklıkta

kullanılacak çeliklerin karbürizasyon direncini arttırmak için katılır.

Titanyum : Östenitik paslanmaz çeliklerde krom karbür çökelmesini önlemek için

dengeleme elementi olarak kullanılır. Kuvvetli ferrit yapıcıdır. Bazı yüksek sıcaklığa

dayanımlı alaşımlara sertlik ve mukavemet arttırıcı etkilerinden dolayı katılır. Bazı

yüksek mukavemetli ve ısıya dayanıklı a!aşımlara yaşlanma sertleşmesini etkilemek

için alüminyum ile beraber katılır.

Tungsten : Kuvvetli bir ferrit yapıcıdır. Bazı yüksek sıcaklık alaşımlarının

mukavemet ve sürünme direncini arttırmak için ilave edilir[6].

6

Molibden : Ferrit oluşumunda etkili olup malzemenin yüksek sıcaklıklarda dayanıklı

olmasını ve redükleyici ortamlarda malzemelerin korozyona karşı dirençlerinin

artmasını sağlamaktadır.

Bakır : Paslanmaz çeliklere, bazı ortamlardaki korozyon dayanımlarını arttırmak

amacıyla katılmakla beraber gerilmeli korozyon çatlamasına karsı hassasiyeti azaltır

ve yaşlanma yoluyla sertleşmeyi teşvik etmektedir[11].

2.2. Paslanmaz Çeliklerin Özellikleri

Korozyon dayanımı : Tüm paslanmaz çeliklerin korozyon dayanımları yüksektir.

Düşük alaşımlı türleri atmosferik korozyona, yüksek alaşımlı türleri ise asit ve klorür

içeren ortamlara dahi dayanıklıdır.

Yüksek ve düşük sıcaklıklar : Bazı paslanmaz çelik türlerinde, yüksek sıcaklıklarda

tufalleşme ve malzemenin mekanik dayanımında önemli bir düşme görülmez, bazı

türlerinde ise çok düşük sıcaklıklarda dahi gevrekleşme görülmez. Yani tokluklarını

korurlar.

İmalat kolaylığı : Paslanmaz çeliklerin hemen hepsi kesme, kaynakla

birleştirilebilme, sıcak ve soğuk şekillendirme ve talaşlı imalat işlemleri ile

kolaylıkla biçimlendirilebilirler.

Mekanik dayanım : Paslanmaz çeliklerin büyük çoğunluğu soğuk şekillendirme ile

pekleşirler. Dayanımın artması sonucunda malzeme kalınlıkları azaltılarak parça

ağırlığı ve fiyatta önemli düşüşler sağlanabilir. Bazı türlerine ise ısıl işlem yoluyla

yüksek bir dayanım kazandırmak mümkündür.

Görünüm : Paslanmaz çelikler farklı yüzey kalitelerinde temin edilebilirler.

Yüzeylerin görünümü, kalitesi ve bakımı kolay olduğundan uzun süre korunabilirler.

7

Hijyenik özellik : Paslanmaz çeliklerin kolay temizlenebilir olması, bu malzemelerin

hastane, mutfak, gıda ve ilaç sanayinde yaygın olarak kullanılmasını sağlar.

Uzun ömür : Paslanmaz çelikler dayanıklı ve bakımı kolay malzemeler

olduklarından, üretilen parçanın kullanım ömrü dikkate alındığında ekonomik

malzemelerdir[12].

2.3. Paslanmaz Çeliklerin Kaynağı

Paslanmaz çelikler ve ısıya dayanıklı çelikler bazı sınırlamalar hariç, alaşımsız ve

düşük alaşımlı çeliklerde kullanılan ergitme ve basınç kaynak yöntemleri ile kaynak

yapılabilir. Paslanmaz ve ısıya dayanıklı çeliklerin kaynak işlemi kaynak yapılacak

ana metalden beklenen özelliklere, örneğin; korozyon ve ısı dayanımına göre

değişiklik gösterebilir. Kullanılacak kaynak malzemesi ana metalle aynı

kompozisyonda veya bazı uygulamalar için daha yüksek alaşımlı olmalıdır[13].

Günümüzde paslanmaz çeliklerin kaynağında, TIG (Tungsten İnert Gaz) ve MIG

(Metal İnert Gaz) kaynak yöntemleri diğer kaynak yöntemlerine göre birçok avantaj

sağladığından daha çok tercih edilmektedir. TIG ve MIG kaynak uygulamalarında

seçilen gazın cinsi, kompozisyonu, birleştirilen malzemenin mikro yapısına ve

mekanik özelliklerine önemli şekilde etki etmektedir[14].

Şekil 2.1’ de verilen diyagram herhangi bir çeliğe ait iç yapının, sözkonusu çeliğin

sahip olduğu kimyasal analize göre belirlenmesinde kullanılır. Bu diyagramla,

kaynak edilen parçaların ve dolgu metalinin cinsine göre kaynak işleminden sonra

oluşan erimiş bölgenin yapısını da belirlemek mümkündür. Schaeffler, geliştirdiği bu

diyagramda ferrit oluşturucu elementleri ‘Krom Eşdeğeri-Cr(eş)’ ile, ostenit

oluşturucu elementleri ise ‘Nikel Eşdeğeri–Ni(eş) ile ifade etmektedir[9].

Ni ( eş ) = % Ni + 30 ( % C ) + 0,5 ( % Mn)

Cr ( eş ) = % Cr + % Mo + 1,5 ( % Si ) + 0,5 ( % Nb )

8

Şekil 2.1. Schaeffler diyagramı[13].

2.4. Paslanmaz Çelik Türleri ve Kaynak Teknikleri

Paslanmaz çelikler, özellikleri ve bileşimleri açısından günümüz endüstrisinde beş

ana gruba ayrılırlar:

1- Martenzitik paslanmaz çelikler,

2- Ferritik paslanmaz çelikler,

3- Östenitik paslanmaz çelikler,

4- Çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler,

5- Çift fazlı (duplex) paslanmaz çelikler[15].

9

2.4.1. Martenzitik paslanmaz çelikler

Martenzitik paslanmaz çelikler %11,5' ten fazla krom içeren ve yüksek sıcaklıklarda

östenit yapısına sahip olan ve uygun bir soğutma işlemi ile de iç yapıları oda

sıcaklığında martenzitik olan paslanmaz çeliklerdir. Bu tanım paslanmaz çeliklerin

krom içeriğini sınırlamaktadır. Zira, bu dönüşümün gerçekleşebilmesi için çeliğin

bileşiminin yüksek sıcaklıklarda γ alanı içine düşmesi gerekmektedir. Karbon, γ

halkasını genişlettiğinden uygulamada çeliğin içeriğinde bulunan karbon yardımı ile

%18 krom içeren çelik de yüksek sıcaklıkta tam östenitik yapıya dönüşebileceğinden

bu gruba girmektedir. Bu tür paslanmaz çeliklerde krom miktarı en az % 11,5, en

fazla % 18 ile sınırlanmıştır. Burada alt sınırı korozyon direnci, üst sınırı da yüksek

sıcaklıkta çeliğin tamamen östenitik yapıya dönüşebilme özelliği belirlemektedir[6].

Bazı kaynaklarda ise krom miktarı % 12 - % 18 ile sınırlanmıştır[16].

AlSI normuna göre 4XX serisi şeklinde gruplandırılan bu tür çelikler DIN ve TSE

standartlarına göre yüksek alaşımlı çelikler grubu gibi simgelendirilerek X1OCr13,

X105CrMo17 tarzında işaretlenmektedir (Çizelge 2.1). TS 2535 paslanmaz çelikleri

“çeşitli kimyasal etkilere karşı dayanıklı olan ve bileşiminde ağırlık olarak %11,5'

den çok krom içeren çeliktir” diye tanımlarken, martenzitik paslanmaz çelikleri,

“bileşiminde %11,5-18 krom bulunan ve ısıl işlem ile sertleştirilebilen martenzitik

yapılı paslanmaz çeliktir” diye tanımlamaktadır. Yumuşak martenzitik çelikler olarak

nitelendirilen az karbonlu krom-nikelli martenzitik paslanmaz çelikler hariç tutulursa

bu gruba giren çeliklerden 440 türü (%16-18 krom içerir) dışındakilerin krom içeriği

%14' ü aşmaz ve diğer alaşım elementlerinin toplamı da %2-3' ten fazla değildir.

Martenzitik paslanmaz çelikler, normal karbonlu çeliklerden daha zor işlenirler.

X12CrS13 (416) çeliğinde az miktarda kükürt ve AISI normunda 416Se olarak

bilinen çelikte de az miktarda selenyum işlenebilme kabiliyetini geliştirir. Selenyum

kullanılması korozyon direnci yönünden kükürtten daha az etkilidir. X90CrMoV18

(440B) ve X105CrMo17 (440C) gibi yüksek karbonlu türler, yüksek mukavemete,

yüksek korozyon ve aşınma direncine sahiptirler; dolayısıyla bu türler kesici

takımların, vanaların ve rulmanlı yatakların yapımında uygulama alanı bulurlar.

10

Martenzitik paslanmaz çeliklerin kritik soğuma hızlarının çok düşük olması

nedeniyle yavaş soğuma halinde bile martenzit oluşur. Bu tür çeliklerin, martenzitik

halde, sertleşmiş durumda korozyon dirençleri oldukça iyidir. 815°C' ye kadar

paslanmazlık özelliklerini yitirmezler. Yalnız uzun süre yüksek sıcaklığa maruz

kalırlarsa hafif korozyon başlangıcı olur ki bu bakımdan, endüstride sürekli olarak

700°C' nin üzerindeki sıcaklıklarda kullanılmazlar.

Yüksek alaşımlı çelikler gibi sertleştirilip temperlenen bu çelikler manyetiktirler ve

oldukça üstün mukavemet özelliklerine sahiptirler[6].

Martenzitik paslanmaz çeliklerin çekme mukavemeti, aynı karbon içeriğine sahip

karbonlu ve az alaşımlı çeliklerden çok daha yüksektir.

Bu tür çeliklerde önemli bir özellik de çok kalın kesitler dışında 820°C ve daha

yüksek sıcaklıklardan itibaren havada soğuma halinde dahi sertleşebilmelerini

sağlayacak derecede yeterli krom içermeleridir. Maksimum sertlik, 960°C' nin

üzerinde bir tavlama sonucunda sağlanır[6].

Bu çeliklerin çentik-darbe mukavemetleri bileşimlerinin özellikle krom dışındaki

diğer alaşım elementlerinin ve temperleme sıcaklığının etkisi altındadır. Bu tür

çeliklerde temperleme sıcaklığı yükseldikçe çentik-darbe mukavemetlerinde önce bir

artma görülür ve sonra 228°C civarında azalma başlar, 450-550°C arasında bir en aza

erişilir. Çentik-darbe mukavemetindeki bu en az gösterge temperleme eğrisindeki

büyük bir kısmı tane sınırlarında oluşan karbür ve nitrür çökelmelerinin neden

olduğu ikincil sertlik ile açıklanabilmektedir Bu olay, bu bölgeye kadar ısınmış

çeliklerde korozyon direncinde de görülen azalmanın açıklanması olarak kabul

edilmektedir. Daha yüksek sıcaklıklarda yapılacak temperleme sonucu çentik-darbe

mukavemetinin artmasına karşın diğer çekme özelliklerinde hızlı bir düşüşe neden

olmaktadır.

Bu tür paslanmaz çelikler içerdikleri karbon ve krom miktarlarının limit değerleri

içinde yaklaşık 1000°C' de tamamıyla östenite dönüşürler. Bu sıcaklıktan itibaren

11

hızlı soğuma ile mikroyapıda maksimum martenzit oluşur. 820-960°C arasındaki

sıcaklıklara kadar ısıtıldıklarında tamamen östenit oluşmaz ve bu sıcaklık aralığından

itibaren soğumada ise, mikroyapı ferrit ve martenzitten oluşabilir[6].

Çizelge 2.1. Martenzitik paslanmaz çeliklerin AISI ve DIN (TSE) göre bileşimleri ve özellikleri[6,17]

Tip

AISI

Tip

DIN(TSE)

% C % Cr % Diğer Özellikler

403 X6Cr13 0,15 12,25 Si 0,5

410 X10Cr13 0,15 12,5 -

Yüksek mekanik

dayanım ve korozyon

direnci

414 X22CrNİ17 0,15 12,5 Ni 1,90 Çok iyi tokluk

416 X12CrS13 0,15 Mn 1,25

Mo 0,60

Kolay işlenebilir

416Se _ 0,15 Mn 1,25

Se 0,15

Kolay işlenebilir

420 X20Cr13 0,15

13

_

Havada sertleşebilme,

aşınma ve korozyon

direnci, tokluk

431 X20CrNi17 0,20 16 Ni 1,90 Korozyon direnci

440A _ 0,75

440B _ 0,95

440C X105CrMo17 0,75

17

Mo 0,75

Maksimum sertlik

Yüksek sıcaklıklarda kullanılan çeliklerin molibden, krom ve silisyum içermeleri

gerekmektedir. Burada molibden, yüksek sıcaklıkta mukavemeti yükseltmek, krom,

grafitleşmeyi ve oksitlenmeyi önlemek, silisyum da yine oksitlenme direncini

arttırmak için katılmaktadır. Bu bakımdan yüksek sıcaklıklarda daha çok ferritik,

12

östenitik veya çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler kullanılmaktadır. Bununla

beraber %12 krom içeren X1OCr13 (410) çeliği 7OO°C' ye kadar korozyon ve

oksitlenme dayanımı göstermektedir Bu çeliğin 650°C' ye kadar mekanik özellikleri

oldukça tatmin edicidir. Bu açıdan 410 çeliği ıslah edilmiş halde buhar türbünü

kanatlarının yapımında, petrol rafinerilerinde oldukça geniş bir uygulama alanına

sahiptir.

Martenzitik paslanmaz çeliklerin çentik-darbe geçiş sıcaklığı oda sıcaklığının biraz

altındadır. Bu bakımdan bu çelikler sıfıraltı sıcaklıklarda çalışan parçaların

üretiminde kullanılmazlar.

Bu tür çeliklerin sertleşmiş durumda toklukları düşüktür ve genellikle uygun tokluk

için bir temperleme ısıl işlemine gerek duyulur. Temperleme sıcaklığı, değişik

mukavemet seviyeleri sağlamak için ayarlanabilir.

Az karbonlu krom-nikel içeren paslanmaz çelikler, 1950' lerin sonlarına doğru

martenzitik paslanmaz çeliklerin kaynak edilebilirliklerini geliştirmenin yanı sıra,

ferritik pasIanmaz çeliklerin kaynak bölgesinde tane irileşmesi sonucu oluşan tokluk

azalması problemi dikkate alınarak üretildiler. Bu gelişmelerin arkasındaki temel

düşünce, martenzitik yapının tokluğunu düzeltmek için karbon içeriğinin %0,04' e

düşürülmesi olmuştur. Ayrıca, soğuk çatlama tehlikesini azaltmak ve %4-6 nikel

eklenmesi ile östenit alanını genişleterek yapıyı olabildiğince delta ferritten

arındırmak esas alınmıştır.

Az karbonlu krom-nikelli martenzitik pasIanmaz çelikler sürekli olarak su verilmiş

ve temperlenmiş (ıslah edilmiş) halde bulunurlar. Çelik türüne bağlı olarak, su verme

işlemi normal olarak 950-1050°C' deki bir tavlamayı takiben yapılır ve 600°C' lik bir

temperleme bunu izler[6].

13

Martenzitik paslanmaz çeliklerin kaynağı

Martenzitik paslanmaz çelikler kaynaktan önce genellikle ön tavlamaya tabi tutulur.

Bu ön tavlama yüksek C eşdeğerli çeliklerde olduğu gibi ısının etkisi altında kalan

bölgede bir sertlik azalması meydana getirmez. Yalnızca oluşan ısıl gerilmeler

azaldığından çatlama olasılığı azalır. Bu çeliklerin ön tavı için uygun görülen tav

dereceleri 200-400 °C’dir. Kaynaktan hemen sonra çatlama olasılığını ortadan

kaldırmak için parçalar, mümkün olan durumlarda kaynaktan sonra soğumadan bir

gerilim giderme tavına tabi tutulmalıdır. 820-870°C’de 4 saat süre ile tavlanmalı ve

fırında tercihen çok yavaş olarak 590°C’ye düşürülmeli ve daha sonra sakin havada

soğutulmalıdır.

Karbon içeriğine bağlı olarak önerilen öntav sıcaklığı kaynak ısı girdisi durumu ve

kaynak sonrası tavlama gereksinimi Çizelge 2.2’ de özetlenmiştir.

Çizelge 2.2. Martenzitik paslanmaz çelikler için öntav, kaynak ısı girdisi ve son tav gereksinimi

KARBON

%

ÖNTAV*

SICAKLIĞI (°C)

KAYNAK ISI GİRDİSİ

SON TAV GEREKSİNİMİ

0,10 dan az 15 (minimum) Normal Isıl işlem yapılabilir.0,10 – 0,20 200 - 260 Normal Yavaş soğuma

Isıl işlem yapılabilir.0,20 – 0,50 260 - 320 Normal Isıl işlem arzu edilir.

0,50 den fazla 260 - 320 Yüksek Isıl işlem arzu edilir.* ASME Kazan ve basınçlı kaplar talimatnamesi, karbon bileşimine bakılmaksızın minimum ön tav sıcaklığını 200°C önerilmektedir.

Martenzitik paslanmaz çeliklerin kaynağında, kaynak dikişinin dayanımının çok

önemli olmadığı, parçanın da kükürtlü ortamda bulunmadığı durumlarda östenitik

kaynak teli kullanılır. Östenitik kaynak metalinin akma sınırının düşük olması

kaynaktan sonra oluşan kendini çekme gerilmelerinin oluşturduğu çatlama olasılığını

14

ortadan kaldırır. Yüksek C içeren ( %0,5-1,2 ) martenzit paslanmaz çelikler bütün bu

önlemler yardımıyla bile sıhhatli bir şekilde kaynak edilemezler[18].

2.4.2. Ferritik paslanmaz çelikler

Ferritik paslanmaz çelikler de martenzitik çelikler gibi, sade kromlu paslanmaz

çeliklerdir. Ferritik paslanmaz çeliklerin korozyon direnç özellikleri, martenzitik ve

östenitik çeliklerin arasında bulunur[17].

α fazı ferritiktir, kristal kafes yapısı hacim merkezli kübiktir. γ fazı östenitiktir,

kristal kafes yapısı yüzey merkezli kübiktir. Paslanmaz çelikte hacim merkezli kübik

yapıyı krom, yüzey merkezli kübik yapıyı da nikel oluşturur. Aynı zamanda demir

içindeki karbonda östenit yapıcı bir elementtir. Krom miktarı belli bir seviyedeki

paslanmaz çeliğin karbon miktarının arttırılması kromun ferrit yapıcı etkisini ortadan

kaldırır. Karbon ferritik paslanmaz çeliğin havada su alan martenzitik paslanmaz

krom çeliğine dönüşmesini sağlar. Karbon oranı arttırıldığı halde iç yapının ferritik

olması için krom miktarının arttırılması gerekir. Ferritik çelikler α - γ dönüşümü

göstermezler. Bu durumda iç yapı ve mekanik özelliklerin ısıl işlemle

değiştirilmeyeceğini gösterir. Martenzitik paslanmaz çelik yüksek sıcaklıkta oluşan

östenitin soğuma hızına bağlı olarak oluşur. Örneğin AISI 420 bu şekilde oluşmuş

martenzitik paslanmaz çeliktir[3].

Ferritik paslanmaz çelikler, keşfedilmelerini takiben ilk geliştirilen paslanmaz çelik

türlerinden biri olmaları nedeniyle endüstride oldukça yaygın kullanım alanına

sahiptirler. İçeriğindeki alaşım elementlerinin özellikle karbonun miktarına bağlı

olarak %16-30 krom içerirler, manyetiktirler, soğuk veya sıcak haddelenebilirler.

Ancak tokluk, süneklik ve korozyon dirençleri normalize hallerinde maksimum

değeri gösterir. Talaşlı işlenebilme kabiliyetleri ve korozyon dirençleri martenzitik

paslanmaz çeliklerden daha üstündür.

15

Ferritik paslanmaz çelikler, pahalı ve stratejik bir element olan nikel içermemeleri

nedeni ile de krom-nikelli östenitik paslanmaz çeliklerden daha ekonomiktirler ve bu

da günümüz koşullarında oldukça önemli bir üstünlüktür.

Östenitik krom-nikelli çeliklere nazaran sahip oldukları diğer üstünlükleri şöyle

sıralayabiliriz:

- Klorürlü çözeltilerde gerilmeli korozyon çatlamasına karşı daha dirençlidirler.

- Daha yüksek akma mukavemetine sahiptirler.

- Daha az şiddette soğuk şekil değiştirme sertleşmesi gösterirler.

- Manyetikleşme özelliğine sahiptirler.

Oldukça parlak ve dekoratif görünüşe sahip olan bu tür paslanmaz çelikler, dünya

paslanmaz çelik tüketiminde östenitik paslanmaz çeliklerden hemen sonra en büyük

pazar payı ile ikinci sıradadırlar.

Ferritik paslanmaz çelikler, ekonomiklikleri ve yukarıda belirtilmiş üstün özellikleri

nedeni ile otomotiv endüstrisi, cihaz yapımı, mutfak ve ev aletleri, kimya ve petro-

kimya endüstrisi, gıda endüstrisi, kaynar su kap ve boruları, iç ve dış mimari, buhar

üretim ve iletim donanımları gibi çok çeşitli kullanım alanları bulmuşlardır.

Bu tür çeliklerin ısıl genleşme katsayıları, az alaşımlı çeliklerinkine yakındır. Bu

özellik, mimari yapılarda olduğu gibi büyük konstrüksiyonlarda sade karbonlu

çeliklerle bir arada kullanılmaları halinde ısıl genleşme farkının doğuracağı sorunları

önler. Buna karşın, bu tür çeliklerin ısıl iletkenlik katsayıları normal çeliklerin yarısı

kadardır.

Ferritik paslanmaz çelikler bileşimlerindeki korozyon direncini sağlayacak yeterli

miktarda krom veya kromla birlikte yüksek sıcaklıklarda östenit oluşumunu önleyici

alüminyum, niyobyum, molibden ve titanyum gibi ferrit dengeleyici elementler

içeren Fe-Cr-C alaşımlarıdır. AISI standardına göre martenzitik çelikler gibi 4XX

serisi içinde gruplandırılan bu tür çelikler DIN 17440, EU88, EU95 ve TS 2535' e

16

göre yüksek alaşımlı çelikler halinde olduğu gibi X6Cr17 (430), X10CrN28 (446)

olarak simgelendirilmektedirler (Çizelge 2.3)[6].

1150°C' den yüksek sıcaklıklarda % 17 kromlu çelik, genellikle tamamen ferritik

olmaktadır ve ferrit taneleri de çok çabuk irileşme eğilimi göstermektedir. Soğuma

sürecinde ise östenit çoğu kez ferrit tane sınırlarında bir ağ şeklinde ve tanelerin

içersinde Widmannstatten yapısında dilimler şeklinde çökelmektedir. Bu çökelme

olayının, bu çeliklerin kaynak kabiliyeti ile büyük bir ilişkisi vardır. Zira,

östenitleşme sıcaklığında veya soğuma sürecinde oluşacak östenit, oda sıcaklığına

soğuma sonucunda martenzite dönüşür. Bu martenzitin, östenitin oluştuğu 780°C

sıcaklığa yeniden temperlenmesiyle ferrit+karbür oluşumu gerçekleşir. Aslında bu

çeliklerin iç yapıları normalde ferrit ve karbürlerden oluşmaktadır. Bu tür çeliklerin

en önemli metalurjik karakteristikleri; katı halde bir faz dönüşmesi olmadığından, su

verme yolu ile sertleştirilememeleri ve yüksek sıcaklıklarda korozyon ve oksidasyon

dirençlerinin yüksek olmasıdır.

Ferritik kromlu çeliklerin mekanik özellikleri iç yapıları ile yakından ilgilidir ve

östenitik krom-nikelli çelikler ile çok önemli farklılıklar gösterir.

%21' den daha fazla krom içeren ferritik paslanmaz çeliklerde, tavlama sırasında

östenit oluşmamasına karşın, uygun miktarda karbon içerdiklerinden yüksek

sıcaklıklardan itibaren hızlı soğuma halinde ferrit tanelerinin sınırlarında krom

karbür çökelmesiyle karşılaşılabilir. Ana yapıdan kromun azalması çeliği tanelerarası

korozyana hassas hale getirir. Optimum korozyon direncini sağlamak için bir

tavlamaya gereksinim duyulur. Yüksek kromlu bu çeliklerde, demir-krom

metallerarası bileşiği olan sigma fazı, 430-760°C sıcaklık aralığında oluşmaya

eğilimlidir. Çeliğin bileşiminde silisyum ve molibden gibi ferrit yapıcıların varlığı

sigma fazının oluşumunu hızlandırdığı gibi bulunduğu sıcaklık alanını da genişletir.

Tavlama için 760 ila 820°C önerilir ve sigma fazının oluşumunu önlemek için de

hızlı soğutma yapılır[6].

17

Diğ

er

0,1

/ 0,3

Al

6XC

/ 0,

75 T

i

---

---

---

0,15

Se

(Min

)

---

5XC

/0,7

Nb+

Ta

---

0,25

N

Mo

---

---

---

0,60

---

---

0,60

0,75

/1,2

5

---

0,75

Ni

---

---

1,25

/2,5

---

---

---

---

0,5/

1

1,25

/2,5

---

Cr

11,5

/ 13

11,5

/ 13

,5

11,5

/ 13

,5

12 /

14

12 /

14

12 /

14

---

11 /

13

15 /

17

16 /

18

Si

0,50

1,00

1,00

1,00

1,00

1,00

1,00

0,75

1,00

1,00

S

0,03

0

0,03

0

0,03

0

0,15

(Min

)

0,06

0

0,03

0

0,15

(Min

)

0,02

5

0,03

0

0,03

0

P

0,04

0

0,04

0

0,04

0

0,06

0

0,06

0

0,04

0

0,06

0

0,02

5

0,04

0

0,04

0

Mn

1,00

1,00

1,00

1,25

1,25

1,00

1,25

1,00

1,00

1,00

Kim

yasa

l Bileşi

m (

% )

C

0,08

0,08

0,12

0,12

0,12

0,12

0,12

0,12

0,20

0,20

DIN

(TSE

)

X6C

rAl1

3

X5C

rTi1

2

X7C

r14

X6C

r17

X12

CrM

oS17

---

X8C

rMo1

7

---

---

X10

CrN

28

AIS

I

405

409

429

430

430F

430F

Se

434

436

442

446

Çiz

elge

2.3

. Baş

lıca

ferr

itik

pasl

anm

az ç

elik

ler[

6]

18

Oksijen, hidrojen, kükürt ve fosfor, ferritik çeliklerin tokluğuna büyük etkide

bulunduklarından bu elementler çelikte olabildiği kadar az bulundurulmalıdır[6].

Çizelge 2.4. Başlıca ferritik paslanmaz çeliklerin kullanım alanları[3]

405 Tavlama kapları, su verme tankları, oksidasyon direnç bölmeleri, ısı değjştiriciler, petrol

rafine tüpleri, kimyasal proses için konveyör hatları, katalitik kırma makineleri, kaynatma

tüpleri, hidrojenleme ve dehidrojenleme için proseslerde kullanılır.

409 Otomobil egsoz sistemleri, tarımsal sprey tankları, soğuk su depolama tankları, gemi

konteynerleri, kuru gübre yağmurlaması, mobilyalarda kaplama ve diğer bileşenler için

kullanılır.

429 430 tipine göre daha iyi kaynak kabiliyetine sahiptir. Nitrik asit ve azot etkisine maruz kalan

cihazlarda, borularda ve tanklarda kullanılabilir.

430

Dekoratif amaçlı parçalar, nitrik asit tankları, tavlama sepetleri, yanma çemberleri, evyeler,

ısıtıcılar, egsoz kollektörleri, regülatör kaportası, ısı toplayıcı, ayırıcı (reküparatör), restoran

ekipmanlarında, soğuk perçinlenmiş ürünlerde, sert yığma, kanallı başlı vida ve civatalarda,

bulaşık makinelerinde, ev eşyalarında, yıkama makinelerinin kazan ve borularında taşıma

ekipmanlarında, baca parçaları, kesicilerde kullanılabilir.

430F

Sıkma halkası, sıkma bileziği, otomobil trimleri, dövme ve derin çekme parçaları, hava taşıtı

bağlantıları, hacimli parçalar ve teknolojik elemanlar, madeni eşyalarda, civata, somun, valf

parçaları, hava taşıtı fittinglerinde kullanılır. Fakat yüksek basınç altındaki sıvılarda veya gaz

tutma kapları için tavsiye edilmemektedir.

430FSe 430 tipine göre daha kolay işlenebilme özelliğine sahiptir. Daha hafif kesicilerde makine

parçalarında kullanılır. Soğuk şekillendirmeye uygundur. 430F tipinin kullanıldığı yerlerde

kullanılabilir.

434 Sıfırın altındaki sıcaklıklarda atmosferik korozyona dayanıklıdır. Otomotiv endüstrisinde

süs ve dekor malzemesi olarak kullanılır.

436 Genel olarak korozyon ve ısı direnci gereken yerlerde, otomobilde dekoratif amaçlı olarak

düşük çekme mukavemetinin gerektiği yerlerde kullanılır.

442 Yüksek sıcaklıklara dayanıklıdır. Fırın parçalarında, yanma odalarında ve döküm potasının

dibindeki nozullarda kullanılır.

446

Yüksek sıcaklıklarda (850-1100°C çalışma sıcaklıklarında) korozyon direnci yüksektir.

Sülfürlü ortamlarda mükemmel korozyon direncine sahiptir. Tavlama sepetleri, yanma

odaları, fırın parçaları, cam kalıpları, prometre tüpleri, duman bacaları bu çeliğin uygulama

alanlarıdır.

Çelik üretim teknolojisindeki gelişmeler sayesinde ekonomik olarak üretilebilen çok

az miktarlarda karbon ve azot içeren yeni tür paslanmaz çelikler geliştirilmiştir. Bu

çeliklerin AISI normuna göre en önemli türleri 444 (I8Cr-2Mo) ve 26-1 (26Cr-1Mo)

19

çelikleri olarak tanınmaktadır. Titanyum ve niyobyum gibi elementlerle stabilize

edildikleri zaman, kaynak edildiklerinde, tanelerarası korozyona dirençli olan bu yeni

tür ferritik paslanmaz çelikler, klorürlü ortamlarda oluşabilecek oyuklanma

korozyonuna ve gerilmeli korozyon çatlamasına karşı da iyi direnç ve tokluğa

sahiptirler. Bu yeni tür ferritik paslanmaz çelikler Çizelge 2.5’ de gösterilmektedir.

Çizelge 2.5. Yeni tür ferritik paslanmaz çelikler

Alaşım C ve N (%) Stabilizasyon Elementleri

(%) Fe-%18Cr-%2Mo-Ti C – N 0,025 max Ti+Nb,0,2+4(C+N) min, 0,8max

Fe-%25Cr-%1Mo C 0,005max,N 0,015max Nb,13-29(N)

Fe-%26Cr-%1Mo-Ti C – N 0,040 max Ti,0,2-1,0

Fe-%28Cr-%2Mo-%4Ni C 0,015max,N 0,035max Nb,12(C+N)+0,2

Fe-%29Cr-%4Mo C 0,010max, N 0,020max, C + N

0,025 max

---

Fe-%29Cr-%4Mo-%2Ni C 0,010max,N 0,020max C + N

0,025 max

---

Bu tür paslanmaz çelikler genellikle yüksek oranda krom ve çok az miktarda karbon

içerdiklerinden yüksek sıcaklıklardan veya sıvı halden itibaren soğutulmaları

sırasında bazen hiç östenit oluşmazken bazen de çok az östenit oluşur. Bu nedenle

östenit-ferrit dönüşümü yoktur. Ancak %0,1 C içeren %17 kromlu çelik, 1000°C

civarında çok az da olsa östenit içermektedir. Bu östenitin miktarı, kritik olarak

karbon ve azot içeriklerine ve ayrıca da östenit ve ferrit oluşturucu elementlerin

göreceli miktarına bağlıdır. Östenit miktarı çeliğin ısıtılma sürecinde, γ halkasının

kenarından geçme durumunda ilk önce artış göstermekte ve sonra yüksek sıcaklıkta

azalmaktadır[6].

% 17 kromlu ferritik çeliklerin kalın levha ve döküm halinde düşük tokluk

göstermeleri onların kullanılma alanlarını sınırlamaktadır. Kalın kesit halinde tane

büyüklüğünün uygun bir şekilde kontrol edilmemesi nedeni ile bu çelikler daha çok

soğuk haddelenmiş levha, tel ya da küçük çaplı çubuklar halinde üretilir. Kalın

20

kesitleri azaltmak için küçük karbon ve azot içeriği ile bunların çökeltilerinden

yararlanılır. Molibden eklenmesi tane büyümesine olan eğilimi azaltır[6].

Çizelge 2.6. Ferritik paslanmaz çeliklerin seçimine etki eden faktörlerin

belirtilmesi[3]

F.P.Ç

AISI

Fiya

t

Gen

el K

oroz

yon

Tan

eler

Ara

sı

Kor

ozyo

n

500

°C’d

e G

erilm

e

Yük

sek

Sıca

klık

ta

Sürü

nme

Dir

enci

Süne

klik

Isıl

iletk

enlik

Kay

nak

Kab

iliye

ti

İşle

nebi

lirlik

Isıl

Gen

leşm

e

405 10 1 8 2 2 4 - 4 5 9

409 10 1 8 2 0 5 10 10 10 9

429 10 2 6 3 0 5 - 7 9 10

430 10 8 8 3 3 5 8 8 8 10

434 9 8 6 3 3 6 8 8 8 10

436 8 8 6 3 3 6 8 8 7 10

442 7 9 8 4 1 4 8 8 - 9

446 7 9 8 4 2 4 8 8 - 10

26/1* 7 9 8 7 2 5 - - - -

29/4* 7 9 8 7 2 5 - - - -

10 : En çok tercih edilen, 0 : En az tercih edilen, *Yeni tür F.P.Ç.

Bu çeliklerin sertleştirilebilirlikleri ancak soğuk şekil değiştirme ile mümkündür. Az

miktarda soğuk şekil değiştirmenin dahi neden olduğu sertlik, çeliğin şekil almasını

zorlaştırdığından uygulama alanını daraltmaktadır. Soğuk şekil değiştirme

sertleşmesini ortadan kaldırmak için bu tür çelikler 750-800°C sıcaklıklarında

yumuşatma tavlamasına tabi tutulurlar.

21

% 17-26 krom içeren ferritik paslanmaz çeliklerde ortaya çıkan bir metalurjik etken

de, 400-550°C sıcaklık aralığında ortaya çıkan ve 475°C (temper) gevrekliği olarak

adlandırılan gevrekleşme olayıdır. Yükselen krom miktarı ile artan gevrekliğin,

mekanik özelliklerin yanısıra, ferritin serbest kromca fakirleşmesi sonucu özellikle

nitrik asite karşı korozyon direncini olumsuz yönde etkilediği görülmüştür. 475°C

gevrekliği, 700-800°C' de kısa süreli bir tavlamayı takiben hızlı soğutma ile giderilir.

475cC gevrekliği, zamana bağlı bir olay olduğundan, kaynak sırasında bu sıcaklık

aralığında fazla kalınmayacak olursa, meydana gelmez[6].

Ferritik paslanmaz çeliklere molibden katılması korozyona karşı direncin artmasını

sağlar. Niyobyum ve titanyum ise, çelikte ergimiş halde bulunan karbon ve azotun

oranlarını düşürerek tanelerarası korozyona karşı çeliği kararlı hale getirir[19]. Böyle

bir katkı aynı zamanda süneklik ve çentik-darbe mukavemetini geliştirici etki

gösterir. Çentik-darbe mukavemetindeki gelişme, bu çeliklerin kimya endüstrisinde

kullanılan tankların yapımında kullanılması açısından yarar sağlar. Argon-oksijen-

dezoksidasyon veya elektron ışını eritme teknikleri sayesinde geliştirilen ve mevcut

empüriteleri çok düşük miktarlarda olan ince taneli yeni tür ferritik paslanmaz

çelikler oda sıcaklığının altında iyi bir geçiş sıcaklığına sahiptirler. Bu tür çelikler

günümüzde süper ferritik paslanmaz çelikler olarak da adlandırılırlar.

Ferritik paslanmaz çeliklerde tane iriliğinin, içyapı ve özelliklere etkisi gözönünden

uzak tutulmamalıdır. Tane iriliğinin artması tokluğu azaltır. Buna karşın mukavemeti

daha yavaş bir hızda etkiler. Ferritik kafes sistemlerinde atom hareketlerinin daha

kolay gerçekleşmesi, ferritik kromlu çeliklerin yüksek sıcaklıklarda krom-nikelli

östenitik çeliklere nazaran daha hızlı bir şekilde tane irileşmesi göstermesi, bu tür

çeliklerin üretiminde ve işlenmesinde tokluk azalmasına neden olan tane

irileşmesinin gözönünde bulundurulmasını gerektirir. Bu bakımdan, ferritik

paslanmaz çeliklerin ısıl işlemleri ve sıcak şekil değiştirme işlemleri sıkı bir kontrol

altında tutulmalıdır. Sıcak şekillendirmede olabilen en yüksek redüksiyon oranı

uygulanmalıdır. Örneğin, titanyum ile stabilize edilmiş % 17 kromlu ferritik

çeliklerde sıcak haddelemede tane incelenmesinin gerçekleşmesi için %60'ın

üzerinde bir redüksiyon gereklidir. Ayrıca ferritik kromlu çeliklerin tane irilikleri

22

artan sıcaklık ve tutma zamanı ile hızla arttırıldığından sıcak işlemin bitirildiği

sıcaklık da çok önemlidir. Stabilizasyon işlemi uygulanmış ferritik çeliklerdeki

karbür ve karbonitrür çökelmeleri yüksek sıcaklıklara kadar kararlı

davrandıklarından tane irileşmesini geciktirici etkide bulunurlar.

2 mm kalınlığında çelik, 1300°C' de 1 dakika tutulup suda soğutularak yapılan

kaynak simülasyonunda % 1,5 molibden içeriğinin iri tane oluşumunu ortadan

kaldırdığı saptanmıştır işte bu bakımdan molibden içeren ferritik çelikler tane

irileşmesi ve buna bağlı olarak da tokluğun azalmasına karşı en uygun koşulları

sunmaktadır[6].

Karbon ve azot ilavesi ferritik paslanmaz çeliklerin akma mukavemetini hızla

yükseltir ancak bunların çözünürlüğü çok zayıf olduğundan uygulamada bundan

önemli ölçüde faydalanılamaz. Ayrıca karbür ve nitrür çökeltileri de daha düşük bir

şiddette olmak üzere akma mukavemetini yükseltici etkide bulunurlar. Akma sınırını

alaşım elementleri ile de yükseltme olanağı çok sınırlıdır. Zira çökelmelerin oluşma

olasılığı vardır. Örneğin, normalize % 17 kromlu çeliğin akma mukavemeti 300-400

N/mm2 arasında değişir ve alışılagelmiş östenitik krom-nikelli çeliklerden daha

yüksektir. Akma sınırı genelde arayer katı eriyiği oluşturan elementler, çekme

mukavemeti ise yeralan katı eriyiği oluşturan elementler tarafından etkilenir.

Dolayısıyla katı eriyik oluşturarak çekme mukavemetinin arttırılması konusu alaşım

elementlerinin çökelme olasılığı nedeni ile sınırlı kalmaktadır. Bununla beraber,

uygulamadaki alaşımlama sınırlarında dahi farklar görülebilmektedir. Örneğin, % 1

molibden içeren X6CrMo17 çeliği X6Cr17 çeliğine nazaran 50 N/mm2’ lik daha

yüksek bir çekme mukavemeti göstermektedir. Çekme özellikleri, paslanmaz çeliğin

alaşım içeriği kadar tane iriliği ile de yakından ilgilidir. Tane iriliğinin azalması

akma ve çekme mukavemetlerinin artmasına neden olur. Bununla beraber bu etki ısıl

işlem ve bileşime bağlı olarak ortaya çıkan çeşitli çökeltiler nedeni ile kolaylıkla

görülemez. Örneğin, stabilize edilmemiş % 17 kromlu çelik çözelti haldeki

sıcaklığından itibaren aniden soğutulursa ince dağılmış çökeltiler nedeni ile sertlikte

bir artma görülür.

23

Ferritik kromlu çeliklerin östenitik krom-nikelli çeliklere nazaran yüksek akma

mukavemetleri 300°C' ye kadardır. Daha yüksek sıcaklıklarda ise ferritik çeliklerde

atom hareketlerinin daha kolay olması nedeni ile kromlu ferritik çelikler östenitik

çeliklerden daha düşük mukavemet özellikleri gösterirler. % 17 kromlu çeliğe

uygulanmış olan eğme-döndürme deneyi sonuçları yorulma açısından bu çeliklerin

östenitik çeliklerden aşağı olmadığını göstermektedir. Kaynaktaki yapısal

değişimlere bağlı olarak kaynaklı bağlantıların yorulma mukavemetlerinde

değişiklikler görülebilir. Molibden içeren alaşımlarda tane irileşmesi yavaşladığından

yorulma mukavemetlerinin daha iyi olduğu görülmüştür. Çökeltiler ve aynı zamanda

tane iriliği yorulma mukavemetini etkilemektedir. Kromlu çeliklerin yüksek

sıcaklıklardan ani soğutulması da yorulma mukavemetini azaltmaktadır. 350°C' de 1

saat tavlama ve havada soğutma yorulma özelliklerini düzeltmektedir.

Karbon ve azot çökeltileri, orijinleri ile ilgili olarak ferritik çeliklerin tokluğuna en

büyük etkide bulunurlar. Karbon içeriğini azaltarak geçiş bölgesini çok düşük

sıcaklıklara indirmek mümkün olabilmektedir. Bu konuda azotun etkisi çok daha

azdır. % 0,01 azot içeren alaşımda tane irileşmesinin etkisinin görülmesi, tane içinde

çok ince dağılmış çökeltilerin dislokasyonları bloklaması sonucu tokluğun

azalmasında etkili olduğu sanısı kuvvetlidir. Yukarıda açıklanan türdeki gevrekleşme

titanyum veya niyobyum ve tantal stabilizasyonu sonucu düzeltilebilmektedir.

Stabilizasyon oranına bağlı olarak 1300°C' de 1 dakika tutulması ve suda soğutma,

eğilme ile saptanan toklukta artan stabilizasyon derecesi ile tokluğun yükselmesi

görülmektedir. Aynı şekilde 350°C' de 1 saat tavlama ve havada soğutma,

gevrekleşmeyi büyük ölçüde ortadan kaldırmaktadır. Bu da göstermelidir ki özellikle

%17 kromlu çeliklerde yüksek bir tavlamayı takiben bir ısıl işlem uygulanamayan

hallerde stabilizasyon tokluk açısından önemlidir. Bu da % 17 kromu çeliklerde

stabilizasyonun sadece korozyon direncini değil aynı zamanda tokluğu da arttırdığını

ortaya koymaktadır.

Karbon ve azot içeriğine bağlı olarak uygulanan stabilizasyon derecesinin

yükselmesi yüzey temizliğini ve yüzey kalitesini de etkiler. Bu özellik levha ve boru

üretimini zorlaştırır. Bu bakımdan bu tür çeliklerde karbon ve azot miktarının

24

olabildiği kadar düşük tutulması arzu edilir. Az miktardaki çökeltiler tokluğa katkıda

bulunmaktadır. Örneğin, titanyum ile stabilize edilmiş düşük karbon ve azotlu

(0,003C, 0,005N, O,12Ti) 18Cr-2Mo'li çelik % 40 civarında uzama göstermektedir.

Tane iriliğinin de ferritik kromlu çelikleride tokluğu düşürücü bir etkisi olduğu

bilinmektedir. Aynı miktardaki çökelti halinde tane iriliğinin artması toplam tane

sınırlarının yüzeyini azalttığından çökelti konsantrasyonu artar ve bu da tokluğun

azalmasına neden olur. Üretimde, ince kesitler halinde küçük taneler elde etmek

olasıdır. Kesitin artması tane iriliğini kontrol olanaklarını azaltır. Bu da tokluğun

azalmasına neden olur[6].

Ferritik paslanmaz çeliklerin kaynağı

Bu tür paslanmaz çelikler %16-30 Cr ve %0,25-0,50 C içerirler. Bu tip çeliklerin en

önemli özellikleri katı halde bir faz dönüşmesi oluşmadığından su verme yolu ile

sertleştirilmemeleri ve yüksek sıcaklıkta korozyon ve oksidasyon dirençlerinin

yüksek olmasıdır.

Bu tür çeliklerin ancak soğuk şekil değiştirme ile sertleştirilmeleri olanaklıdır.

Bundan ötürü az miktarda olsa soğuk şekil değiştirmenin neden olduğu sertlik,

çeliğin biçimlendirilmesini zorlaştırdığından kullanma oranları azdır. Bu çelikler

soğuk şekil değiştirme sertleşmesini ortadan kaldırmak için 750-800 °C sıcaklıkla

yumuşatma tavına tabi tutulur[18].

800 °C’ de ısıl işlem kaynağa çentiksiz yavaş şekil değiştirmede iyi plastik özellikler

verir. Kaynaklar kalınlığın iki katı kalınlıkta takozlar üzerinde çatlak meydana

gelmeden 180° kıvrılabilir[20].

Martenzitik paslanmaz çeliklere oranla daha kolay kaynak edilir. Ferritik paslanmaz

çeliklerin kaynağında karşılaşılan en önemli sorun bu malzemenin 1150 °C

üzerindeki sıcaklıklarda tane büyümesine karşı olan aşırı eğilimidir. Kaynak

sırasında ısının etkisi altında kalan bölgenin bir bölümü 1150 °C üzerindeki bir

25

sıcaklığa kadar ısınır ve bu bölgede aşırı bir tane büyümesi oluşur. Bu malzemede

katı halde östenitin ferrite dönüşmesi olayı meydana gelmediğinden bir ısıl işlem

yardımı ile tanelerin küçülmesi olanağı yoktur. Normal halde ferritik paslanmaz

çelikler çok ince taneli sünek bir yapıya sahiptirler. Kaba taneli bir yapı haline

geçince gevrekleşir, çentik darbe dayanımı düşer ve geçiş sıcaklığı yükselir. Tane

büyümesini önlemek için bazı ferritik paslanmaz çeliklerin bileşimine azot eklenir

(Örneğin; AISI normuna göre 444 çeliği 0,035 maksimum ve 446 çeliği 0,25

maksimum).

Elektroda eklenen azot kaynak metalinin katılaşma sonunda ince taneli olmasına

yardımcı olur. Bu tip paslanmaz çeliklerin kaynağında öyle bir kaynak yöntemi

uygulanmalıdır ki ısının etkisi altında kalan bölgede 1150 °C ’yi aşan sıcaklıklarda

mümkün mertebe az kalmalıdır. Bu ise kaynağın çok kısa pasolarda yapılması ve

hemen soğutulması ile gerçekleşebilir. Kromlu ferritik paslanmaz çeliklerin

kaynağında bir başka sorunda krom ve demirin bir metaller arası fazı olan çok

kırılgan ve gevrek (δ) sigma fazının oluşmasıdır. Bu olay çeliğin uzun süre 400-550

°C arasında tutulması sonucu ortaya çıkar. Bu bakımdan bu çeliklere hiçbir zaman

400 °C üzerinde bir ön tavlama uygulanmamalıdır. Ancak 200 C’ lik bir ön tavlama

uygulanabilir. Diğer durumlarda bu çeliklerin kaynağında ön tav uygulanmaz.

Ferritik paslanmaz çeliklerin kaynağında ortaya çıkan bir tehlike de, ITAB’de taneler

arası korozyona karşı aşırı hassasiyettir. Özellikle stabilize edilmemiş, yüksek krom

ve karbon içeren türlerde karşılaşılan önemli bir sorundur. Bu olay, östenitik

paslanmaz çeliklerde oluşanın aksine, ferritik türlerde 900 °C’nin üzerindeki

sıcaklıklardan hızlı soğumada ortaya çıkmaktadır. Çünkü östenitik bir yapıya nazaran

ferritik yapı içinde krom karbür çökelmesi daha yüksek oranlardadır. Ferritik kromlu

paslanmaz çelikler kaynak edildiklerinde, dikişe komşu bölgede taneler arası

korozyona karşı hassastırlar. Zira krom karbürler önce çözülürler, soğuma sırasında

yer alabildiğince çabuk geriye doğru giderek tane sınırlarına partiler halinde

çökelirler. Stabilize edilmemiş % 17 Cr’lu çeliklerden yapılan kaynaklı bağlantılar,

kaynaktan hemen sonra 750 °C’de tavlama işlemine tabi tutularak taneler arası

korozyona karşı dirençli hale getirilebilirler. Eğer bu tür çelikler Ti veya Nb ile

26

stabilize edilmiş ise kaynaklı bağlantılar taneler arası korozyona karışı ısıl işlemsiz

halde bile dirençli olacaklardır.

Ferritik paslanmaz çeliklerin kaynağında yapılacak bir ön tavlama, martenzitlik

paslanmaz çeliklerin kaynağından farklı metarlurjik etkilere sahiptir. Bu tür

çeliklerin kaynaklı bağlantıları yavaş soğutulduğu zaman tane irileşmesi ve tokluk

azalması gösterirler. Bazı ferritik paslanmaz çelikler de tane sınırlarında martenzit

oluşumuna eğilimlidirler. Bu çeliklere uygulanan ön tavlama ITAB’de çatlama

tehlikesini ortadan kaldırır ve kaynaktan doğan gerilmeleri sınırlar. Ön tavlama

sıcaklığı, bileşime arzu edilen mekanik özelliklere, kalınlığa ve artık gerilmelere

bağlı olarak saptanır. Ön tav sıcaklığı normalde 150 – 250 °C arasında uygulanır ve

pasolar arası sıcaklıklar da ön tav sıcaklığının biraz üzerinde tutulabilir. Kaynaktan

sonra 750-850 °C ’lik bir tavlamayı takiben hızlı bir soğutma, bu çeliklerde

ITAB’nin sünekliğinin ve taneler arası korozyona direncinin artmasına yardımcı

olur[18].

Ferritik kromlu paslanmaz çeliklere kaynak sonrası mekanik karakteristiklerin ıslahı

amacıyla 150-225 °C ’lik bir ısıtma, gevrekliği azaltmak ve Cr karbür çökelmesi

sonucu oluşan kromdan yana fakirleşmeyi dengelemek üzere ise yine sekonder

difizyon tavlaması olarak 775-850 °C ‘de bir kaynak sonrası ısıl işlemi uygulanır.

Ferritik paslanmaz çeliklerin ergitmeli kaynağında kullanılabilecek yöntemlerin diğer

paslanmaz çeliklerin hepsinden fazla kaynak yerinin atmosferle her türlü

reaksiyonundan ve ergimiş metalin bulaşmalardan korunmasını sağlamak durumunda

olmaları gerekir. Bu zorunluluk ayrıca kaynağın ters tarafının bir argon akımıyla

korunmasını da gerektirir ki, bu mülahazalar tamamen memnunluk verici bir koruma

sağlamayan örtülü elektrotla kaynak yöntemini arka plana itmektedir. Bu itibarla

ferritik paslanmaz çeliklerin kaynağı için kullanılabilecek yöntemler daha çok bir

koruyucu gaz akımını devreye sokanlar TIG, MIG ve plazma kaynakları olacaktır.

Bunlarla da daha önce belirtilmiş önlemler alınacak olup kaynak sırasında verilen

enerji miktarı sınırlandırılacaktır. Bu nedenle de tozaltı kaynağından

kaçınılacaktır[20].

27

2.4.3. Östenitik paslanmaz çelikler

Demir-krom ikili denge diyagramında % 13' den fazla krom içeren bölgenin dışında

östenit alanının görülmediği ve her sıcaklık aralığında da yapının ferritik olduğu ve

sadece % 12-13 krom aralığında da dar bir α + γ bölgesinin bulunduğu

görülmektedir. Buradaki ferrit normal olarak çeliğin sıvı halden itibaren

katılaşmasında ortaya çıktığı için δ- ferrit olarak adlandırılır. Bu iki alaşıma karbon

eklenmesinin de γ alanını ve özellikle α + γ alanının genişlemesine neden olduğu

daha önce belirtilmişti. % 18 kromlu bir çeliğe % 0,4' e kadar karbon eklenmesi iç

yapının tamamen ferritik kalmasına ve dönüşüm göstermesine engel olamaz. Buna

karşın % 0,08-0,22 karbon içerme aralığında yapı kısmi dönüşüm gösterir ve α + γ iç

yapısı elde edilebilir. % 0,4' den fazla karbon içermesi halinde çelik γ bölgesinden

itibaren hızla soğutularak oda sıcaklığında tamamen ostenitik bir yapıda tutulabilir.

Karbonun iç yapıda bir başka etkisi de yapıda karbür oluşumunda kendini gösterir.

Östenitik paslanmaz çeliklerde M23C6 karbürü oluşan en önemli karbür olup bunun

çeliğin korozyon direnci üzerinde önemli etkisi vardır. Az karbonlu ve % 18 krom

içeren alaşıma katılan nikel, γ fazı oluşum bölgesini genişletir ve nikel miktarı % 8' e

eriştiği zaman γ alanı oda sıcaklığına kadar iner. Bu olay, en tanınmış östenitik çelik

türü olan % 18 krom ve % 8 nikel içeren çelik grubunun doğmasına neden olmuştur.

Bu özel bileşim minimum nikel içeriği ile oda sıcaklığında KYM' li iç yapıyı dengeli

bir halde tutabilmektedir. Zira krom içeriğinin biraz azalması veya çoğalması yapının

dengeli östenit fazında kalabilmesi için daha fazla nikel gerektirmektedir. Örneğin,

korozyona daha dirençli % 25 krom içeren paslanmaz çeliği oda sıcaklığında

östenitik yapıda tutabilmek için % 15 nikele gerek vardır.

Bilindiği gibi, östenitik yapıda demir alaşımları elde etmek bu asrın başından beri

metalurjistlerin en önemli uğraşlarından birisi olmuştur. Günümüzde AISI 300 serisi

olarak adlandırılan östenitik krom-nikelli paslarımaz çelikler, işte bu çalışmaların

ürünüdür. Bugünün östenitik paslanmaz çelikleri % 16-26 krom, % 10-24 nikel, %

0,4' e kadar karbon ve diğer bazı özellikleri geliştirmek için katılmış molibden,

28

titanyum, niyobyum, tantal ve azot gibi elementler içerirler. Son yıllarda geliştirilmiş

olan ve tam veya süper-östenitik paslanmaz çelikler diye adlandırılan gruplarda

östenit yapıcı elementlerin miktarı daha da arttırılmıştlır[6].

Östenitik paslanmaz çelikler de soğuma sırasında östenit-ferrit dönüşümü

olmadığından su verme yolu ile sertleştirilemezler. Manyetik olmayan bu tür

paslanmaz çelikler AISI 3XX serisi içinde gruplandırılmalarının yanısıra DIN 17440,

EU 88, EU 95 e TS 2535' e göre yüksek alaşımlı çelikler halinde olduğu gibi

simgelendirilirler. Östenitik paslanmaz çeliklerin kimyasal kompozisyonu verilmiştir

(Çizelge2.7).

Östenitik paslanmaz çeliklerin korozyon dirençleri martenzitik ve ferritik paslanmaz

çeliklerden daha yüksektir. İç yapının östenitik olması da ferritik paslanmaz

çeliklerde karşılaşılan çok önemli bir sorun olan geçiş sıcaklığı altındaki

gevrekleşme bu tür çeliklerde görülmez. Gerek sıfıraltı (-270°C' ye kadar) gerekse de

yüksek sıcaklıklardaki korozyon dirençleri, mekanik özelliklerin üstünlüğü bu çelik

grubunun bir çok alanda kullanılmasına olanak sağlamıştır.

Östenitik paslanmaz çelikler iç yapılarına göre stabl veya metastabl östenitik

paslanmaz çelikler olarak iki grupta incelenirler. Metastabl östenitik paslanmaz

çelikler soğuk şekillendirme sonucu iğnemsi veya martenzitik türde bir iç yapı

gösterirler. Stabl östenitik paslanmaz çelikler ise oldukça yüksek derecede soğuk

şekil değiştirme sonucunda bile östenitik iç yapılarını korurlar. AISI 301 östenitik

paslanmaz çeliği metastabl östenitik paslanmaz çeliklere güzel bir örnektir. Yaklaşık

olarak % 10-15' lik bir yüzde uzamadan sonra deformasyon sertleşmesi artan bir

şekilde kendini belli eder. Metastabl östenitik paslanmaz çeliklerde deformasyon

sertleşmesinde görülen bu artış doğrudan östenitin dengesizliğinin bir göstergesidir.

Burada plastik şekil değiştirme sonucu martenzit oluşmaya başlamıştır[6].

29

Çizelge 2.7. Ostenitik paslanmaz çeliklerin kimyasal kompozisyonu[18]

X5CrNi1810 (304) paslanmaz çeliği, korozyan direnci ve iyi biçimlendirilebilme

kabiliyeti bakımından çok yaygın kullanılan bir östenitik paslanmaz çeliktir.

Bu tür çeliğin şekil değiştirme sertleşmesi de arttırılmış olduğundan yüksek

mukavemet gerektiren makine parçalarının yapımında oldukça sık kullanılır.

X1OCrNi188 (302) çeliği, yüksek karbonludur ve soğuk şekil değiştirme sertleşmesi

ile de yüksek mukavemete sahip olur. X10CrNiS189 (303) çeliği, kükürt katkısı ile

Kompozisyonu (%) AISI

C Cr Ni Diğerleri (%) 201 0,15 16,0 - 18,0 3,5 - 5,5 2,5 N, 5,5 – 7,5 Mn, 0,060 P 202 0,15 17,0 - 19,0 4,0 - 6,0 2,5 N, 7,5 -10,0 Mn, 0,060 P 301 0,15 16,0 - 18,0 6,0 - 8,0 302 0,15 17,0 - 19,0 8,0 - 10,0

302 B 0,15 17,0 - 19,0 8,0 - 10,0 2,0 – 3,0 Si 303 0,15 17,0 - 19,0 8,0 - 10,0 0,20 P, 0,15 S (min) 0,60 Mo (opt)

303 Se 0,15 17,0 - 19,0 8,0 - 10,0 0,20 P, 0,06 S, 0,15 Se (min) 304 0,08 18,0 - 20,0 8,0 - 12,0

304 L 0,03 18,0 - 20,0 8,0 - 12,0 305 0,12 17,0 - 19,0 10,0 - 13,0 308 0,08 19,0 - 21,0 10,0 - 12,0 309 0,02 22,0 - 24,0 12,0 - 15,0

309 S 0,08 22,0 - 24,0 12,0 - 15,0 310 0,25 24,0 - 26,0 19,0 - 22,0 1,5 Si

310 S 0,08 24,0 - 26,0 19,0 - 22,0 1,5 Si 314 0,25 23,0 - 26,0 19,0 - 22,0 1,5 – 3,0 Si 316 0,08 16,0 - 18,0 10,0 - 14,0 2,0 – 3,0 Mo

316 L 0,03 16,0 - 18,0 10,0 - 14,0 2,0 – 3,0 Mo 317 0,08 18,0 - 20,0 11,0 - 15,0 3,0 – 4,0 Mo 321 0,08 17,0 - 19,0 9,0 - 12,0 Ti (5 x %C min) 347 0,08 17,0 - 19,0 9,0 - 13,0 Cb + Ta (10 x %C min)

348 0,08 17,0 - 19,0 9,0 - 13,0 Cb + Ta (10 x %Cmin 0,10 Ta max.), 0,20 Co

Tekil rakamlar aksi belirtilmedikçe en yüksek miktarlardır. Belirtilen alaşımların diğer elemanları en yüksek miktarları içerirler, geriye kalan yüzde demirdir.

30

otomat çeliği haline dönüştürülmüş olup, paslanmaz cıvata, mil ve vana yapımında

kullanılır.

X2CrNi1911 (304L) çeliği, X5CrNi1810 (304) çeliğinin karbon miktarı azaltılmış

türüdür. Çok düşük karbonlu (ELC) paslanmaz çelikler olarak bilinen bu çeliklerin

geliştirilmesinin amacı, kaynak sırasında ısıdan etkilenmiş bölgede oluşan ve

tanelerarası korozyona neden olan karbür çökelmesinin önlenmesidir.

X15CrNiSi2012, X5CrNiSi2520, X15CrNiSi2520 çelikleri yüksek sıcaklıklarda

korozyon ve çatlamaya dayanıklı, nikel ve krom içerikleri yüksek olan çeliklerdir.

Yanma odalarının ve yüksek sıcaklıkta çalışan parçaların üretiminde kullanılırlar.

Molibden içeren X5CrNiMo1722 (316), X2CrNiMo17132 (316L) çelikleri denizcilik

ve kimya endüstrisinde X5CrNi1810 (304) çeliğinden daha yaygın olarak

kullanılırlar. X2CrNiMo17132 (316L) çeliği de düşük karbon içeriği ile tanelerarası

korozyon problemini önlemek amacıyla üretilmiştir.

X6CrNiTi1810 (321) ve X6CrNiNb1810 (347) çelikleri titanyum ve niyobyum ile

stabilize edilerek, yüksek sıcaklıklarda kaynak bağlantılarındaki tanelerarası

korozyona eğilim önlenmiştir.

Östenitik paslanmaz çelikler genellikle nemli ortamlarda kullanılırlar. Artan krom ve

molibden içerikleri korozif çözeltilere karşı korozyon dirençlerini arttırıcı rol oynar.

Yüksek nikel içeriği gerilmeli korozyon çatlamasına karşı riski azaltır. Östenitik

paslanmaz çeliklerin, katılan alaşım elementlerinin (özelikle krom ve molibden)

miktarına bağlı olarak genel korozyona, oyuklanma ve aralık korozyonuna direçleri

yükselir.

Kimyasal bileşimin şekil değiştirme sırasında bu özelliklere etkisi hemen

izlenebilmektedir. Örneğin, akma mukavemeti genel olarak elastik şekil değişiminin

sona erdiği nokta olduğundan buraya kadar plastik şekil değişiminin bir etkisi

görülmemektedir. Akma sınırı üzerine bileşimin etkisi burada basit bir şekilde katı

31

eriyik sertleşmesinin etkisindedir ve bu katı eriyik sertleşmesine en büyük etkide

bulunan elementler de karbon ve azot gibi arayer elementleridir. Bu bakımdan

yüksek miktarda karbon ve azot içeren çeliklerin akma mukavemetleri daha

yüksektir.

Östenitik paslanmaz çeliklerin çentik-darbe (Charpy-V) mukavemetleri de oldukça

iyidir. Östenitik paslanmaz çeliklerin elastik modülleri sade karbonlu ve az alaşımlı

çeliklerin elastik modüllerinden biraz daha düşüktür. Bu da, belirli bir gerilme değeri

için daha fazla elastik deformasyon gösterecekleri anlamına gelir.

Yüksek derecede deformasyon sertleşmesinin bu çeliklerin çok yüksek akma ve

çekme mukavemetine sahip olmalarını sağladığı daha önce de belirtilmişti. Ayrıca

burada ilginç olan bu tür çeliklerin bu yüksek akma ve çekme mukavemetlerinde

dahi süneklik ve tokluklarının bir kısmını korumalarıdır. Bu bakımdan östenitik

paslanmaz çelikler soğuk haddelenmiş veya çekilmiş halde yüksek mukavemetli ve

yüksek korozyon dirençli çeliklerdir. Doğal olarak kaynak uygulanması durumunda,

parçanın tümü veya bir bölümü soğuk şekil değiştirme ile kazanılmış özellikleri

yitirecektir. Ancak çok iyi düşünülerek geliştirilmiş bir kaynak yöntemi ile bu tür

paslanmaz çelikler rahatlıkla birleştirilmektedir. Hatta uygulamada, soğuk şekil

değişiminin mukavemet üzerine yapmış olduğu tüm etkilerden yararlanılmaktadır.

Bu konuda en iyi uygulama örnekleri, soğuk şekil değiştirilmiş östenitik paslanmaz

çeliklerin kullanıldığı demiryolu taşıtları, kamyon, treyler kasalarıdır.

Östenitik paslanmaz çeliğin kimyasal bileşimi, özelliklerini etkiler. Bileşim, ilk

olarak dönüşümü yani çeliğin stabilitesini, ikinci olarak da katı eriyik sertleşmesini

etkiler. Hemen hemen tüm alaşım elementlerinin katılması östenitik yapıyı daha

dengeli hale getirmekte ve bu bileşimin etkisi de daha karmaşık olmaktadır. Örneğin,

bir elementin katılması başlangıçta östenitik yapının dengelenmesinde az etki

gösterebilir buna karşın yüksek katı eriyik sertleşmesi etkisi sonucu yüksek akma ve

çekme mukavemeti ve daha düşük uzama ortaya çıkar. Öte yandan bu elementin

daha fazla katılması ile östeniti dengeleme etkisi daha şiddetli olmaktadır. Dolayısı

ile akma ve çekme mukavemetleri düşmekte ancak daha yüksek uzama elde

32

edilmektedir. Ayrıca işlemin yapıldığı sıcaklık da çok büyük bir önem taşır. Soğuk

haddeleme Ms sıcaklığının altında gerçekleştiğinden plastik deformasyon östenitin

martenzite dönüşmesini sağlayacak ve önemli derecede mukavemet artışı

görülecektir. Soğuk şekil değiştirme Ms civarında gerçekleştiğinde martenzit

oluşmayacak ve deformasyon sertleşmesi daha düşük oranda ortaya çıkacaktır.

Metastabl östenitik paslanmaz çeliklerde Ms oda sıcaklığının üzerindedir ve dolayısı

ile bu türIerde oda sıcaklığıııda soğuk haddeleme sonucu çok büyük mukavemet

artışları görülür.

Örneğin, bu türlerde haddeleme 200°C' de gerçekleştirilirse deformasyon

sertleşmesinin hemen düştüğü görülür ve buna bağlı olarak bu sıcaklıklarda yapılan

işlemde harcanan enerji de çok daha azdır. Bu tür çeliklerde soğuk haddeleme

gücünün sınırlı olduğu durumlarda sıcaklık biraz yükseltilerek önemli bir üstünlük

sağlanmış olur.

Süper östenitik paslanmaz çeliklerde östenitik yapı sürekli ve stabl olup her koşul

altında tamamen östenitiktir. Kaynaktan sonra kaynak metalinde AISI 3XX serisinin

aksine hiç ferrit oluşmaz. Tam östenitik paslanmaz çelikler korozyon dirençlerini

yükseltrnek açısından oldukça yüksek derecede alaşımlandırılmışlardır. Bu bakımdan

da bazı literatürlerde süper-östenitik paslanmaz çelikler adını alırlar.

Bu süper-östenitik paslanmaz çelikler aşırı korozif ortamlarda çalışan malzemelerde

korozyon problemini önlemek ve kimya endüstrisinde kullanılmak üzere

geliştirilmişlerdir.

Sülfirik asit, fosforik asit, asetik asit, kimyasal gübre üretimi gibi durumlar için özel

süper-östenitik paslanmaz türler üretilmiştir. Özellikle bu çeliklerin oyuklanma

korozyon dirençleri (PRE: Pitting Resistance Equivalent-oyuklanma korozyonu

direnç eşdeğeri) ve geliştirilmiş kritik oyuklarıma sıcaklık değerleri (CPT: Critical

Pitting Temperature) yükseltilmiştir. Bu türler deniz suyu ortamlarında çok çeşitli

amaçlar için yaygın olarak kullanılırlar, hatta yüksek sıcaklıklarda aralık korozyonu

dirençleri çok iyidir.

33

Buna ek olarak, süper-östenitik paslanmaz çelikler manyetik olmayıp sıfıraltı

sıcaklıklarda üstün bir tokluğa sahiptirler. Süper- östenitik kararlı yapı, yüksek nikel

miktarı veya azot içeriği sayesinde gerçekleştirilmiştir[6].

Östenitik paslanmaz çeliklerin kaynağı

Östenitik paslanmaz çeliklerin korozyon dirençleri diğer paslanmaz çelik türlerine

göre daha yüksek olduğundan çok yaygın kullanım alanı vardır. Bu da östenitik

paslanmaz çeliklerin kaynak edilebilirliklerini etkileyen faktörlerin yanısıra kaynak

yöntemlerinin uygulanmaları, kaynak öncesi ve sonrası alınması gereken önlemlerin

daha da önemli olduğunu gösterir[21]. Östenitik paslanmaz çeliklerin kaynak

yeteneği açısından en önemli niteliklerini sıralayabiliriz:

Isı iletme katsayıları oda sıcaklığında az alaşımlı ve sade karbonlu çeliklerin 1/3’ü

kadardır.

Isıl genleşme katsayıları sade karbonlu ve az alaşımlı çeliklerden %50 daha fazladır.

Alaşımsız karbonlu çelikler düşük bir elektrik iletme direncine sahiptir. Bu tür

paslanmazlarda ise, bu değer 5 ile 7 kat daha büyüktür.

Bu özelliklerden dolayı krom-nikelli çeliklerin kaynağında sade karbonlu çeliklerin

kaynağından daha fazla kendini çekme oluşur. Kaynak dikişinin soğuması sırasında

büyük çekmelerin oluşumu sonucunda bu bölgede gözlemlenen iç gerilemeler

çatlama tehlikesine yol açar. Bu tip paslanmazların çift taraflı iç köşe dikişlerinde

sıcak çatlamaların oluşma olasılığı çok fazladır. Bu çeliklerde aşırı soğuk şekil

değiştirmeleri özellikle dövme sonucunda kısmen martenzit bir yapı elde edilir.

Özellikle 18/8 tipi östenik paslanmaz çelikler 450-850 °C arasında bir sıcaklığa

kadar ısıtılıp o sıcaklıkta tutulduklarında bir karbon çökelmesi eğilimi kendini

gösterir.

34

Östenik paslanmaz çeliklerin C içeriği en çok % 0,6, tercihen %0,03 civarında

olmalıdır. Krom-Nikelli paslanmaz çeliklerde gerilim giderme tavlaması kaynaktan

sonra zaman zaman uygulanır. Tavlama sıcaklığı 800-920 °C arasında seçilir.

Östenitik paslanmaz çeliklerin kaynak kabiliyetlerini etkileyen fiziksel özelliklerinin

yanında bir dizi metalurjik etken de bu çeliklerin kaynağında önemli rol oynar;

bunlar delta ferrit fazının oluşumu, taneler arası korozyona hassasiyet, gerilmeli

korozyona hassasiyet ve sigma fazının oluşmasıdır.

Östenitik paslanmaz çeliklerin üretimlerinde, sıvı halden itibaren katılaşma

başlayınca, östenit ve δ-ferrit taneleri oluşmaya başlar. Bu ferrit östenitin dönüşümü

sonucunda ortaya çıkan ferrritten farklıdır. Katılaşma normal olarak çeliklerin yapısı

östenit taneleri arasına serpilmiş δ-ferrit taneciklerinde oluşur. Bu faz, krom ve

ferriti dengeleyen elementler yönünden zengin, nikel ve östeniti dengeleyen

elementler yönünden fakirdir. Bu fazın oluşumu çelik üreticilerinin istemediği bir

durumdur. Zira malzemenin sıcak şekillendirilmesini zorlaştırır ve malzemede

çatlakların oluşumunu teşvik eder. Bu fazın sürekli olarak tanecik sınırlarında

bulunması korozyon direncini azaltır. Ayrıca, yüksek sıcaklıklarda uzun süre δ-ferrit

fazıyla karşı karşıya kalınması sonucunda da, malzemenin mukavemetini ve

şekillendirilebilme kabiliyetini azaltıcı yönde etkileyen sert ve gevrek sigma fazının

oluşumu gibi sorunlarla karşılaşılır.

Östenitik paslanmaz çeliklerin kaynağında ortaya çıkan ikincil bir sorun da, özellikle

18/8 çeliği gibi bazı krom-nikelli çeliklerin 450-850 °C sıcaklık aralığındaki bir

sıcaklıkta uzun süre kalmalarında oluşan krom karbür çökelmesi eğilimidir. Bu

çelikler üretimleri sırasında krom karbürün östenit içerisinde çözündüğü 1100

°C ’den itibaren hızla soğutulurlar. Bu şekilde bu elementlerin çökelme tehlikesi

ortadan kalkmış olur ve oda sıcaklığında karbonun difüzyon hızı çok düşük

olduğundan, kullanım esnasında oluşma olanağı yoktur. Sıcaklığı 450 °C ’nin

üzerine çıkması ile karbonun difüzyon hızı, karbonu tane sınırlarından dışarıya

çıkartacak derecede artar. Tane sınırlarında biriken karbon, kroma karşı olan yüksek

35

ilgisinden (affinitesinden) dolayı bu bölgede krom ile birleşerek krom karbür

oluşturur (Fe, Cr23C6). Oluşan krom karbürün ağırlık olarak %90’ını krom

oluşturduğundan, tane sınırlarında bulunan çok az karbon bile östenit tanelerin

çevresindeki krom miktarını aşırı derecede azaltır. Bunun sonucu olarak malzeme

korozif bir ortamda bulunduğunda, kromca zayıflamış olan tane sınırlarında

korozyon oluşur. Bu şekilde ortaya çıkan taneler arası korozyon tüm malzemeyi çok

kısa zamanda kullanılmaz hale getirir. Çeliğin karbon içeriği arttıkça bu olay

şiddetlenir.

Östenitik paslanmaz çeliklerin kaynağı esnasında eriyen bölge çok kısa bir zamanda

katılaşıp hızla soğuduğundan ve elektrot olarak kullanılan alaşımların karbon içeriği

de düşük olduğundan kaynak metali, yani kaynak dikişi için karbür çökelme tehlikesi

yoktur. Bana karşın ısının tesiri altında kalan bölge (ITAB), kaynak süresi boyunca,

500-900 C sıcaklık aralığında tavlı olarak kalmakta ve aynı zamanda da burası esas

metal olduğundan, karbon içeriğinin yüksek olması halinde östenit tane sınırlarında

taneler arası korozyona neden olacak karbür çökelmesi olayı ortaya çıkmaktadır.

Belli bir karbon içeriği için karbür çökelmesi olayının şiddeti, sıcaklık ve zamana

bağlıdır. Çökelme başlamadan önce sıcaklık ve değişen bir kuluçka periyodu vardır.

Sıcaklık ve çeliğin karbon içeriğine göre en kısa sürede çökelmenin başladığı bir

sıcaklık vardır ki buna kritik sıcaklık adı verilir (Çizelge 2.8).

Çizelge 2.8. Krom karbür çökelmesinin karbon içeriği, zaman ve sıcaklığa bağlılığı

Tek paso ile yapılan ark kaynağında ITAB, 650-750 °C arasındaki sıcaklığa bir

dakikadan az bir süre maruz kalır. Buna karşın çok pasolu kaynak halinde, bu süre üç

dakikanın üzerine çıkar ve dolayısıyla karbür çökelme tehlikesi kendini gösterir.

Karbür çökelmesinin oluşabilmesi için, çeliğin karbon içeriğinin belirli bir miktarın

Karbon içeriği (%) Kuluçka Periyodu (dakika)

Kritik Sıcaklık (°C )

0,03 11 650 0,05 7 650 0,06 2,5 670 0,08 0,3 750

36

üzerinde olması gerekir. Karbon içeriğini azalması, kuluçka periyodunu uzattığından

bu tehlike ortadan kalkacaktır. Bu bakımdan, kaynak ile birleştirilmesi gereken

östenitik paslanmaz çeliklerin, karbon içeriğin en çok %0,06, optimum %0,03

civarında olması gerekmektedir. Bu amaçla, östenitik paslanmaz çeliklerin özel

olarak üretilen bazı türlerinde (X2CrNi 19 11, X2CrNiMo 17 13 2), karbon miktarı

düşürülerek korozyon direncinin arttırılması amaçlanmıştır.

Taneler arası korozyonun oluşturulmasını önlemek amacı ile uygulanan bir başka

yöntem de çeliğin stabilizasyonu olarak adlandırılır. Bu durumda karbonun kroma

karışı olan ilgisinden daha yüksek bir ilgiye sahip bir elementin çeliğin bileşimine

katılması ile gerçekleştirilir. Bu şekilde çeliğin bileşimindeki karbon ile bu yeni

element karbür oluşturur ve dolayısıyla iç yapının bazı bölgelerinde ortaya çıkan

krom azalması olayı oluşmaz. Stabilizasyon için ilave edilen elementler titanyum,

niyobyum ve tantalyumdur. Bu elementlerin karbürleri, tane sınırları boyunca değil,

östenit taneler içerisinde, ince zerreler halinde dağılmış olduklarından, çeliğin

mekanik özelliklerinde de bir değişiklik oluşturmaz. Stabilizyonun gerçekleşebilmesi

için ilave edilen titanyum karbonun dört katı, niyobyumun sekiz - on katı,

tantalyumun onaltı katı olması gereklidir. Çeliklerde maliyet açısından titanyum,

elektrotlarda titanyumun arktaki fazla kaybından dolayı niyobyum tercih edilir[18].

2.4.4. Çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler

Çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler bakır, molibden, niyobyum, titanyum ve

alüminyum gibi alaşım elementleri içeren, bu elementlerin bir veya birkaçının etkisi

ile çökelme sertleşmesi gösteren Fe-Cr-Ni' li paslanmaz çelikler ailesinin bir

grubudur[6]. Bazı çökelme sertlesme paslanmaz çelik tiplerinin kimyasal bilesimleri

Çizelge 2.9’ da verilmektedir[11].

Çökelme sertleşmesi, prensip olarak alaşımı çözeltiye alma tavından sonra uygulanan

hızlı soğutmayı takip eden bir yaşlandırma işlemidir. Yukarıda belirtilen ve çeliğin

içinde bulunan alaşım elementleri, çözeltiye alma tavı sırasında çözünürler ve

yaşlandırma işlemi sırasında da çok küçük zerrecikler halinde çökelerek matrisin

37

sertlik ve mukavemetini arttırırlar. Bu işlem sonucu çelik, martenzitik paslanmaz

çeliklerin mekanik özelliklerine ve AISI 304 (X5CrNi1810) türü östenitik paslanmaz

çeliğin korozyon direncine sahip olabilmektedir. Bu tür çeliklerin üretimde sahip

oldukları en önemli üstünlük, normalize durumlarında kolaylıkla işlenip

biçimlendirildikten sonra 480-600 °C' de bir ısıl işlem uygulanarak mekanik

özelliklerinin geliştirilmesidir. Mukavemetleri yaklaşık 1700 MPa' a kadar

çıkabilmekte ve böylece, martenzitik paslanmaz çeliklerin mukavemetlerinin

üzerindeki değerlere ulaşılabilmektedir.

Paslanmaz çeliklerin çökelme sertleşmesi prensipleri 1930' lu yıllarda bilinmesine

karşın, bu tür paslanmaz çelikler ile ilgili araştırmalar 2. Dünya Savaşı yıllarında

süregelmiş ve 'stainless W' olarak adlandırılan ilk ticari çökelme sertleşmeli

paslanmaz çeliğin üretimi 1946 yılından sonra başlamıştır.

Bu yıldan sonra birçok yeni çökelme sertleşmeli paslanmaz çelik geliştirilerek uçak,

uzay ve savunma endüstrilerinde uygulama alanı bulmuştur. Günümüzde üretilen

çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler, yüksek hızlı uçakların dış yüzeylerinde, füze

gövdelerinde, deniz taşıtlarında, yakıt tanklarında, uçakların iniş takımlarında,

pompalarda, millerde, somun, civata, kesici aletler ve kavramalarda yaygın bir

kullanım alanına sahiptir.

Çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler, çözeltiye alma tavlamasından sonraki

işlemler sonucu çeliğin yapısal değişimine ve özelliklerine bağlı olarak üç türde

gruplanmaktadır. Bunlar:

• Martenzitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler,

• Yarı-östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler,

• Östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çeliklerdir[6].

38

Çizelge 2.9. Bazı çökelme sertleşme paslanmaz çelik tiplerinin kimyasal bileşimleri[11]

Sınıf % C % Mn % Si % Cr % Ni % Mo % Al % N

17-7 PH+ 0,07 0,50 0,30 17,0 7,1 1,2 0,04

PH-15-7 Mo+

0,07 0,50 0,30 15,2 7,1 2,2 1,2 0,04

PH-14-8 Mo+

0,04 0,02 0,02 15,1 8,2 2,2 2,2 0,005

AM-350s 0,10 0,75 0,35 16,5 2,75 2,75 0,10

AM-355s 0,13 0,85 0,35 15,5 2,75 2,75 0,12

Martenzitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler 1050-1080 °C sıcaklık

aralığındaki çözeltiye alma tavlaması sırasında tamamen östenitik yapıda olmalarına

karşın soğumada östenit martenzite dönüşerek tamamen martenzitik bir içyapıya

sahip olurlar. Martenzitik dönüşüm başlama sıcaklığı (Ms) 95-150 °C’ dir. Daha

sonra, bu çelikler 480-650 °C sıcaklık aralığında bir sıcaklığa ısıtılarak

yaşlandırılırlar.

Çeliğin içeriğinde bulunan molibden, titanyum, bakır, niyobyum ve alüminyum gibi

elementlerden birinin veya bir kaçının bu ısıl işlem sonucunda çok küçük zerrecikler

halinde çökelmesi ile sertlik ve mukavemette artış sağlanır.

Uygulanan ısıl işlemler sonucunda, çekme mukavemetlerindeki değişime bağlı

olarak martenzitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler iki gruba ayrılırlar.

Örneğin, 17-4 PH, 15-5 PH, Custom 450, stainless W gibi türler 1378 MPa' a varan

çekme mukavemetleri ile orta mukavemetli, PH 13-8 Mo ve custom 455, 1378 MPa'

dan daha fazla çekme mukavemetleri ile yüksek mukavemetli olarak

gruplandırılırlar.

Metalurjik olarak bu tür paslanmaz çeliklerde bileşimin dengelenmesi oldukça kritik

bir konudur. Bileşimde oluşabilecek küçük bir dalgalanma, çözeltiye alma

tavlamasında çok miktarda delta ferrit oluşumuna neden olabilir. Östenitin çok

39

dengeli olması durumunda da, çözeltiye alma tavından sonra oda sıcaklığında çok

fazla miktarda östenit iç yapıda kalabilir. Bu iki olay, yaşlandırma sırasında tüm

sertleşmeyi önler, bu dengeyi karbon ve azot içeriği belirgin bir biçimde etkiler.

Örneğin, 17-4 PH ve stainless W gibi türler, martenzitik yapı içinde bir miktar ferrit

dizileri içerirler, 15-5 PH ve custom 450 gibi türler ise hızlı soğutma işleminden

sonra ferrit içermezler.

Yarı-östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çeliklerin yapıları metalurjik olarak

oldukça karışıktır. Çözeltiye alma tavı uygulanmış veya normalize hallerinde yapı

östenitiktir, ancak % 5-20 delta ferrit içerir. İzlenen uygun ısıl işlemler sonucunda da

ferrit dönüşmeden yapıda kalabilir. Martenzitik çökelme sertleşmeli türler ile

karşılaştırıldıklarında normalize hallerinde rahatlıkla soğuk şekil değiştirebilecek

derecede yumuşak ve sünektirler. Tavlama sıcaklığından itibaren oda sıcaklığına

hızlı soğutulduklarında östenitik içyapılarını koruduklarından soğuk biçimlendirme

işlemleri için uygun tokluk ve sünekliğe sahiptirler. Bu tür çeliklerin Ms sıcaklıkları,

bileşimlerine ve tavlama sıcaklıklarına bağlı olarak oda sıcaklığının oldukça altında

bir bölgede değişir. Sertlik ve mukavemetin artması için bu östenitik yapının

martenzitik yapıya dönüşmesi gerekmektedir. Bu amaç için, üç yöntem

uygulanabilir. Çelik, çökelme sertleşmesi ısıl işlemine tabi tutulmadan;

- 650-880 °C sıcaklık aralığına ısıtılıp karbürlerin ve diğer bileşiklerin çökelmesi

sağlanır. Östeniti kararlı hale getiren elementlerin çökelmeyle ayrışması sonucu,

çelik oda sıcaklığına soğutulduğunda östenit marienzite dönüşür.

- Çelik, -73 °C gibi Ms sıcaklığının çok altında bir sıcaklığa kadar soğutularak

dönüşüm sağlanır.

- Çeliğe, östenit martenzit dönüşümünü sağlayacak biçimde soğuk biçimlendirme

uygulanır.

40

Martenzitik dönüşüm sağlandıktan sonra bu tür çeliklere 450-600°C arasında bir

yaşlandırma ısıl işlemi uygulanarak çökelme sertleşmesi gerçekleştirilir. Sonuçta

tokluk, süneklik, korozyon direnci ve sertlikte iyileşme sağlanır.

Yapıda çökelmelerin oluşması veya bir temperleme etkisinin görülmesi tamamen

çeliğin bileşimine bağlıdır. Yarı-östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çeliklerin

Ms sıcaklığı çözeltiye alma tavlaması ve bileşimlerinin etkisi altındadır. Örneğin;

AM 350 çeliği, 930 °C' nin altındaki sıcaklıklarda çözeltiye alma tavı uygulandığında

karbürlerin tam olarak çözeltiye geçmemesi sonucu Ms sıcaklığı oda sıcaklığının

üzerine çıkar. 930 °C' nin üzerinde olduğu zaman ise, Ms sıcaklığı da ani olarak

düşer. Uygulamada yüksek sıcaklıklarda delta ferrit oluşumu ortaya çıkacağından

1050 °C' yi geçilmemesi önerilir.

Östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler, tavlandıktan ve herhangi bir

yaşlandırma veya sertleştirme işleminden ve hatta soğuk biçimlendirmeden sonra

bile östenitik içyapıyı kararlı olarak tutacak şekilde alaşım elementi içerirler.

Çökelme sertleşmesini oluşturan faz, 1100-1300 °C sıcaklıklarında çözeltiye geçer

ve bu sıcaklıklardan itibaren de hızlı soğutma halinde bile östenitık yapı içinde

çözelti halinde kalır. Çözeltiye alma işlemini takiben 650-770 °C sıcaklık aralığında

uzun süreli bir yaşlandırma işleminde alüminyum, titanyum, fosfor gibi elementler

metallerarası bileşikler oluşturarak östenitik yapının sertlik ve mukavemetini

arttırırlar. Erişilen sertlik, martenzitik veya yarı-östenitik çökelme sertleşmeli

paslanmaz çeliklerde elde edilen değerlerden düşük olmasına karşın yapı manyetik

olmayan özelliğini korur.

Tüm östenitik çökelme sertleşmeli paslanmaz çelikler, genel olarak biçimlendirmede,

kaynak edilmelerinde ve ısıl işlemlerde östenitik iç yapılarını korurlar. Ancak

çökelme sertleşmesini gerçekleştirmek için katılan bazı alaşım elementleri kaynak

kabiliyetlerini önemli derecede etkiler[6].

41

Çökelme sertleşmeli paslanmaz çeliklerin kaynağı

Daha öncede belirtildiği gibi, çökelme yoluyla sertleşebilen paslanmaz çelikler,

martenzitik, yarı östenitik ve östenitik olmak üzere üç gruba ayrılır.

Çökelme yoluyla sertleşebilen martenzitik ve yarı östenitik türdeki paslanmaz

çeliklerin kaynağında yüksek dayanım şartı aranıyorsa kaynak işleminde ana

malzemedekine benzer yapıda dolgu metalleri kullanılmalı ve parçalara kaynaktan

önce ısıl işlem yada çözeltiye alma ısıl işlemi uygulanmış olmalıdır. Martenzitik ve

yarı östenitik paslanmaz çeliklerin kaynağında 17-4 PH türü ana metallere benzer

yapıdaki 630 türü dolgu malzemeleri sık kullanılmaktadır. Kaynaktan sonra çözme

ve yaşlandırma ısıl işlemi uygulanmalıdır. Eğer kaynaktan sonra çözme ısıl işleminin

uygulanması pratikte bazı zorlukları beraberinde getiriyorsa, parçalara kaynaktan

önce çözme tavı uygulanmalı, kaynaktan sonra ise bir yaşlandırma ısıl işlemi

yapılmalıdır. Yüksek zorlamaların etkisi altında bulunan kalın parçalar, bazı

durumlarda aşırı yaşlandırma sıcaklıklarında kaynak edilirler. Bu durum, yüksek

dayanım elde etmek için kaynak işleminden sonra eksiksiz bir ısıl işlem

uygulanmasını gerektirir.

Çökelme yoluyla sertleşebilen östenitik tipteki paslanmaz çelikler, sıcak çatlak

oluşumu nedeniyle zor kaynak edilen paslanmaz çelikler grubuna girerler. Kaynak

işlemi tercihen çözme tavı uygulanmış olan parçalar üzerinde yapılmalı ve uygulama

düşük gerilmeler altında ve mümkün olan en düşük ısı girdisi sağlanacak şekilde

gerçekleştirilmelidir. Nikel esaslı NiCrFe tipindeki ya da konvansiyonel tipteki

östenitik paslanmaz çelik dolgu malzemeleri bu çeliklerin kaynağında sık olarak

kullanılmaktadır[9].

2.4.5. Çift fazlı (duplex) paslanmaz çelikler

Çift fazlı bir içyapıya sahip, ferrit taneleri içinde östenit veya östenit taneleri içinde

ferrit içeren bu tür paslanmaz çeliklerin östenitik paslanmaz çeliklere nazaran en

önemli üstünlükleri akma mukavemetlerinin iki kat daha büyük olması ve çok daha

42

iyi korozyon dirençleridir. Endüstriyel uygulamalarda klor içeren sıvıların

kullanılması, kullanılacak malzemelerin bilinen paslanmaz çelik türlere göre (316L-

X2CrNiMo17133) arttırılmış mukavemet ve geliştirilmiş korozyon dirençlerine sahip

olmalarını gerektirir. Bu tür çelikler, tane büyüklüğü 3-1O µm' ye kadar

küçültülebildiğinde, 950°C civarında % 500 gibi bir çekme uzaması göstererek süper

plastik hale gelirler(6).

Standart olarak üretilen ve en çok kullanılan duplex paslanmaz çeliklerin kimyasal

kompozisyonları Çizelge 2.10’ da verilmiştir.

Çizelge 2.10. Duplex paslanmaz çeliklerin tipik kimyasal kompozisyonları[22]

Alaşı

m

UNS

No

EN No Malzeme

Tanımı

C Cr Ni Mo N Diğer

2304 S32304 1,4362 X2CrNi

23-4

0,03 21,5-24,5 3-

5,5

0,1-

0,6

0,05-

0,6

Cu:

0,01-0,6

2205 S31803 1,4462 X2CrNiMoN22-5-

3

0,03 21-23 4,5-

6,5

2,5-

3,5

0,08-

0,2

255 S32550 1,4507 X2CrNiMoCuN

25-6-3

0,04 24-27 4,5-

6,5

2,9-

3,9

0,1-

0,25

Cu:

1,5-2,5

2507 S32750 1,4410 X2CrNiMoN 25-

7-4

0,03 24-26 6-8 3-5 0,24-

0,32

Z100 S32760 1,4501 X2CrNiMoCuWN

25-7-4

0,03 24-26 6-8 3-4 0,2-0,3 Cu-W:

0,5-1

43

% 18 ve daha fazla krom içeren ferritik kromlu paslanmaz çelikler ile

karşılaştırıldıklarında, başlıca östenitik paslanmaz çelik türleri klor içeren ortamlarda

oldukça sınırlı bir gerilmeli korozyon çatlaması direnci gösterirler. Ancak östenitik

paslanmaz çeliklerin kaynak edilebilirlikleri daha iyidir. Ferritik paslanmaz çelikler

ise gerilmeli korozyon çatlamasına dirençli olmalarına karşın, son geliştirilen türleri

de dahil olmak üzere kaynak edilebilirlikleri iyi değildir. Zira, kaynak sırasında

ısıdan etkilenmiş bölgede tane irileşmesi olur. Daha önceden bilindiği üzere, ferritik

paslanmaz çeliklerin birçok türü % 0,1 ve daha fazla karbon içerirler ki bu da yapıda

tanelerarası kırılgan martenzit yapısının oluşumunu teşvik eder. Bu her iki olay da

tokluğun düşmesine ve kaynak bağlantısında soğuk çatlamaya neden olur,

dolayısıyla duplex paslanmaz çelikler her iki türün iyi özelliklerini bünyelerinde

toplamak üzere geliştirilmişlerdir.

ilk duplex paslanmaz çelik, 1933 yılında Fransa' da J. Holtzer Company' de % 18

krom, % 9 nikel, % 2,5 molibdenli paslanmaz çeliğin üretilmesi sırasında yapılan bir

alaşımlama hatası sonucu östenitik matris içinde yüksek oranda ferrit içeren bir

paslanmaz çeliğin ortaya çıkması ile tesadüfen bulunmuştur. Daha sonraki yıllarda

bu konudaki araştırmalar devam ettirilmiş ve çeşitli patentler alınmıştır. 1930-1940

yılları arasında İsveç' te ve ABD'de de duplex paslanmaz alaşımların geliştirilmesi

ve endüstriyel üretimleri üzerine çalışmalar gerçekleştirilmiştir[6].

Aslında duplex paslanmaz çelikler üzerine yapılan bilimsel çalışmalardan ilk ticari

duplex paslanmaz çeliğin 1970' li yıllarda üretilerek pazara sunulduğu

anlaşılmaktadır. Bu çeliğin kimyasal bileşimi yaklaşık olarak % 18,5 krom, % 5

nikel, % 2,7 molibden ve % 0,1 azottan oluşmaktaydı. Ancak, bu kalite ileriye dönük

olarak kullanıcıların pek ilgisini çekmemiştir. Zira, bünyesinde bulunan yüksek

karbon miktarından dolayı kaynak edilebilirliği oldukça kötüdür. Çelik üretim

teknolojisindeki gelişmeler sonucu karbon miktarı düşürülerek kaynak

edilebilirlikleri oldukça iyi, korozyon dirençleri yüksek birçok duplex paslanmaz

çelik son on yılda geliştirilmiştir. Günümüzde de birçok araştırmacı bu türlerin

kaynak edilebilirlikleri, kaynak bağlantılarının mekanik özelliklerinin yükseltilmesi

ve korozyon dirençlerinin daha da arttırılması üzerine çalışmaktadır.

44

Duplex paslanmaz çelikler, üstün özelliklerinden dolayı değişik biçim ve boyutlarda

endüstrinin hizmetine sunulurlar ve ısı eşanjörü, petrol, gaz, ve deniz suyu boruları

ile bağlantı elemanlarında, deniz petrol platformlarında, gaz kuyularında, taşıyıcı

kaplarda, döküm pompa ve vana gövdelerinde, gemi pervanesi ve parçaları

yapımında, jeotermal uygulamalarda büyük çapta kullanılmaktadırlar. Örneğin,

X2CrNiMoN2253 (DIN 1,4462, UNS-S31803 veya yeni UNS' göre S39205) çeliği,

oyuklanma ve aralık korozyonuna 317L kadar, gerilmeli korozyona ise 304L ve

316L'den daha dirençli olması nedeni ile kimya endüstrisinde gittikçe genişleyen bir

uygulama alanına sahiptir.

Bu çeliklerin en önemli dezavantajları ise, α' ve α fazları dolayısıyla gevrekleşmeye

yatkınlıkları, sıcak şekillendirmede görülen zorluklar ve üretimlerinin zor olmasıdır.

Genelde östenitik paslanmaz çelikler listesine alınmasına karşın AISI 329

(X4CrNiMoN 2752 ) çeliği ferrit esaslı bir çift fazlı paslanmaz çeliktir. Buna karşın,

% 21,5 krom, % 7,5 nikel, % 2,5 molibden ve % 1,5 bakır içeren ve ticari adı

URANUS 50 olan çelik ise östenit esaslı çift fazlı bir alaşımdır. AISI 329 paslanmaz

çeliğinin oda sıcaklığındaki akma mukavemeti 240 MPa civarındadır. Bu da, ferrit

içeriği ile mukavemetin yükseldiğini göstermektedir. Bu değer % 70-80 ferritde

maksimuma ulaşmakta ancak artan ferrit miktarı ile de azalmaktadır. Bu davranış,

östenitin şiddetli deformasyon sertleşmesine bağlıdır. Zira östenit, ferritten daha

düşük bir akma mukavemeti fakat daha yüksek bir çekme mukavemeti

göstermektedir.

Duplex paslanmaz çelikler basit anlamda iki ayrı fazı bünyelerinde bulundururlar;

ferrit ve östenit. Dolayısıyla ferritik-österıitik veya östenitik-ferritik paslanmaz

çelikler olarak tanınırlar. Daha önce de belirtildiği gibi ferritik ve östenitik paslanmaz

çeliklerin en iyi ortak özelliklerini taşırlar. Ferritik yapı ile mukavemet ve gerilmeli

korozyon çatlamasına direnç, östenitik yapı ile tokluk ve genel korozyon direnci

sağlanır. Böylece iki fazlı ince taneli, yüksek mukavemetli ve iyi korozyon dirençli

bir çelik ortaya çıkmaktadır.

45

Modern duplex paslanmaz çelikler ısıl işlem görmüş hallerinde -50°C' nin altında

tokluk kaybına uğrarlar. Zira bu çeliklerde ferrit fazının bulunması sonucunda çentik

darbe eğrisinde, düşen sıcaklıkla sünek-gevrek geçiş sıcaklığı da düşer. 475 °C

gevrekliği ile birlikte bu faktör duplex paslanmaz çeliklerin kullanım sıcaklıklarını

da sınırlayıcı etkide bulunur. Dolayısı ile de, bu tür çelikler -50 ile 280°C sıcaklıkları

arasında mekanik özelliklerini çok iyi korurlar. Kaynak edilebilirlikleri ve

karşılaştırılabilir fiyatları da buna eklenirse günümüzün vazgeçilmez bir paslanmaz

çelik türü ortaya çıkmaktadır.

Duplex paslanmaz çeliklerin içeriğinde bulunan başlıca alaşım elementleri krom,

nikel, molibden ve azottur. Krom ve molibden ferriti dengelerken, nikel ve azot

östeniti dengeler. Bazı türlerde ise bunlara ek olarak mangan, bakır veya wolfram

bulunur.

Duplex paslanmaz çelikler üzerine yapılan araştırmalar sonucunda, % 1,5-4

molibden içeren veya hiç molibden içermeyen ve bazı koşullarda da ek alaşım

elementleri katılan az karbonlu % 22-27 Cr, % 4-8 Ni, % 0,1-0,3 N' lu yeni çelikler

geliştirilmiştir. Bunlar duplex ve süper duplex paslanmaz çelikler olarak kullanıma

girmişlerdir. Duplex ve super-duplex paslanmaz çelikler arasındaki farklılıklar

standartize edilememiştir. Super duplex terimi yaklaşık olarak % 25 Cr, ≥%35 Mo ve

≥ %0,2 N ile PREN > 40 olarak belirtilmektedir. Burada PREN 'in anlamı oyuklanma

korozyonu eşdeğeridir. N simgesi azot alaşımlı olduklarını belirtirken, PREN = %

Cr+3,3x% Mo+16x% N bağıntısı ile hesaplanmaktadır. Alışılmış molibden alaşımlı

duplex paslanmaz çeliklerin sahip oldukları PREN değeri ise 30-36 arasındadır.

a) %23 Cr, Mo içermeyenler PREN = ~ 25

b) %22 Cr, Mo içerenler PREN = ~ 30-36

c) %25 Cr, (0-% 2,5 Cu içerenler) PREN = ~ 32-40

d) % 25 Cr Süper-duplex kaliteler PREN > 40

46

Duplex paslanmaz çelikler yaklaşık olarak % 50 ferrit ve % 50 östenit içeren bir iç

yapıya sahiptirler. Ancak bu yapıyı elde etmek için kimyasal bileşime ve ısıl işleme

çok iyi uymak gerekmektedir.

Hadde veya döküm duplex paslanmaz çeliklerde mikroyapı genellikle 1040-1150 °C

sıcaklık aralığında uygulanan bir ısıl işlem ile elde edilir. Döküm durumunda, bu tür

paslanmaz çelikler genellikle %80 veya daha fazla ferrit içerirler ve az miktarda

östenit oluşur. Ayrıca bünyede & ve/veya chi fazları gibi gevrek metallerarası fazlara

sık rastlanır. Isıl işlem sıcaklığı yeteri kadar yüksek ise metallerarası bileşiklerin

oluşumunu önler ve oda sıcaklığındaki mikroyapı genellikle östenit ile dengede %

40-60 ferrit içerir.

Yavaş sağuma sırasında veya 540-930 °C sıcaklık aralığında beklemede metallerarası

bileşiklerin oluşumuna eğilimin yanısıra, duplex paslanmaz çelikler 475 °C (temper)

gevrekliği olarak adlandırılan metalurjik olay ile de karşı karşıya kalırlar. Bu

kırılganlık demirce zengin ferrit içinde (α), kromca zengin ferritin (α') çökelmesine

bağlı olarak oluşur.

Duplex paslanmaz çelikler, ülkemizde fazla tanınmamakta ve bu tür paslanmaz

çelikler ile ilgili Türk Standardı da bulunmamaktadır. Batı ülkelerinde bu tür çelikler

ile ilgili standartlar hazırlanmasına karşın çoğu kez üretici firmaların markaları ile

tanınmaktadır.

Bu tür paslanmaz çeliklerin mekanik özellikleri tüm çeliklerde olduğu gibi, üretim

türüne (haddelenmiş, dökülmüş) ve son ısıl işleme bağlıdır[6].

Çift fazlı (duplex) paslanmaz çeliklerin kaynağı

Çift fazlı paslanmaz çelikler son günlerdeki en hızlı gelişen paslanmaz çelik

grubudur ve yaklaşık olarak eşit oranda ferrit ve östenit içeren bir mikroyapıya

sahiptir.

47

Çift fazlı mikroyapı, % 21-25 Cr ve % 5-7 Ni içeren çeliğin 1000-1050 °C sıcaklıkta

tavlanması ve ardından hızlı bir şekilde soğutulması ile elde edilir. Bu bileşimlere ait

kaynak metalinin genellikle ferritik yapıda olma eğilimi vardır. Çünkü dolgu metali

ferrit olarak katılaşacak ve sadece belirli bir miktarda östenit dönüşümü oluşacaktır.

Birçok kaynak dolgusuna tavlama işlemi uygulanması mümkün olmadığından, dolgu

metalinin Ni oranı % 8-10’a yükseltilerek kimyasal analiz modifiye edilir ve bu

sayede kaynak metalinin kaynak edildiği haldeki mikro yapısında daha fazla östenit

bulundurması sağlanır[9].

2.5. Paslanmaz Çeliklerin Seçimi

Çelik tipinin seçimi çeşitliliğin çok fazla olmasından dolayı dikkat edilmesi gereken

en önemli konudur. Paslanmaz çeliklerin gruplara ayrıIması daha öncede değinildiği

gibi alaşımlarının mikro yapılarına göre yapılmıştır. Sadece çökelme ile

sertleştirilebilenler uygulanan ısıl işlem durumuna göre isimlendirilmişlerdir. Çeliğin

özellikleride içindeki alaşım elementlerine göre değiştiğinden mikro yapı da seçimde

bize yardımcı olmaktadır.

Mukavemet ve sertlik, ferritik ve östenitik türlerde soğuk işlemle, çökeltilerek

sertleştirilebilen ve martenzitik türlerde ise ısıl işlemle sertlik arttırılabilir.

Paslanmaz çelik ailesinde en çok kullanılan tür östentik paslanmaz çeliktir. Östenitik

türlerde su verme işlemi yapılamaz. Kaynak yapılacak yerlerde en çok östenitik

çelikler kullanılır. Özellikle kimyasalların taşınmasındaki yerlerdeki tankların

imalatında kullanılırlar.

Martenzitik ve çökelme ile sertleştirilen paslanmaz çeliklerin sertlikleri 60 HRC' ye

kadar çıkarılabilir. Ayrıca aşınmaya karşı dirençleri diğerlerine göre daha yüksektir.

Çekme gerilmesi en yüksek paslanmaz çelikler martenzitik paslanmaz çeliklerdir.

Paslanmaz çelik tipinin seçiminde dikkate alınacak faktörler aşağıda sıralanmıştır.

48

1- Korozyon direnci

2- 0ksidasyon ve sülfitlemeye karşı direnç

3- Sıcak çalışmada gerilme ve uzama durumu

4- İşleme tekniğine uygunluk

5- Kullanım özelliklerine uygunluk

6- Temizleme tekniklerine uygunluk

7- Aşınmaya ve erozyona karşı direnç

8- Renklendirme

9- Yüzey parlaklığı

10- Magnetik özellikler

11- Isı iletkenliği

12- Elektrik direnci

13- Keskinlik (kesme aletlerinde)

l4- Rijitlik (katılık, sağlamlık, sertlik)

15- Boyutsal uygunluk

16- Fiyat

Paslanmaz çelik kullanmak istediğimizde seçim faktörlerinin hepsine ayrı ayrı

bakmak gerekmez. Kullanılacak yerin durumuna göre seçim faktörlerinden

hangilerinin gerekli olduğu belirlenirse optimum çözüme yaklaşılmış olur. Örneğin

kullanılacak yerde kaynak işlemi yapılmayacaksa kaynak kabiliyeti yüksek olan çelik

kullanmak, talaşlı imalat gerektirmeyen yerde işlenebilirliği yüksek olan çelik

kullanmak kullanıcıyı optimum çözümden uzaklaştırır ve maliyeti artırır[3].

49

3. TUNGSTEN INERT GAS (TIG) KAYNAK YÖNTEMİ

Soy gaz koruması altında ergimeyen tungsten elektrod ile yapılan ark kaynak

yöntemi (TIG veya GTAW olarak adlandırılır), kaynak için gerekli ergime ısısının

ana malzeme ile ergimeyen elektrod arasındaki elektrik arkıyla oluşturulduğu

yöntemdir[23]. Elektrik akımını ileten elektrod tungsten veya tungsten alaşımıdır.

Elektrot olarak wolfram kullanıldığında WIG (Wolfram İnert Gas) kaynağı adını alır.

Kaynak bölgesi, kaynak banyosu ve tungsten elektrod havanın kötü etkisinden torç ‘

tan kaynak bölgesine gönderilen soy gaz ile korunur. Bu yöntemde ana malzemeler

ergitilerek ilave metal kullanarak veya kullanmadan kaynak yapmak

mümkündür[24].

Soy gaz ve soy gaz karışımları altında yapılan TIG/WIG kaynak usulü ile bugün

bütün metal alaşımlarını kaynak yapmak mümkündür. TIG kaynak donanımı prensip

şeması Şekil 3.1’ de görülmektedir[25].

Şekil 3.1. TIG kaynak donanımı prensip şeması[25]

Şekil 3.2’ de TIG kaynağının uygulama örnekleri, Şekil 3.3’ te TIG kaynağı kaynak

bölgesi şematik gösterimi ve Resim 3.1’de ise TIG kaynağı kaynak bölgesi

görülmektedir.

50

Şekil 3.2. TIG Kaynağının uygulama örnekleri[25]

Şekil 3.3. TIG kaynağı kaynak bölgesi(Şematik)[24]

Resim 3.1. TIG kaynağı kaynak bölgesi[26]

51

3.1. Kaynak Devresi

TIG kaynak devresi Şekil 3.4’ de görüldüğü gibi 6 üniteden oluşur.

1. Güç kaynağı (Kaynak Makinesi)

2. Torç ve torç kablosu

3. Kaynak teli

4. Gaz tüpü ve basınç düşürücü

5. Şase kablosu ve pensesi

6. Su soğutma ünitesi

Şekil 3.4. TIG kaynağı kaynak devresi[22]

3.1.1. Güç kaynağı (kaynak makinesi)

Güç kaynağının amacı ana metal ile tugsten elektrod arasında oluşturulan elektrik

arkı için ark akımının devamlılığını sağlamaktır. Güç kaynağının içinde mekanik

(manyetik şönt) veya elektronik (tristör veya inverter sistem) akım ayarlama

mekanizmaları vardır. Güç kaynaklarını 2 kategoriye ayırabiliriz:

52

a- Alternatif akım (AC) güç kaynakları

b- Doğru akım (DC) güç kaynakları

Alternatif akım (AC) güç kaynakları

Güç kaynağından, güç kaynağının çeşidine göre kare dalga çıkış akımı sanayide 20

ile 200 kez veya daha fazla tekrarlanacak şekilde alınabilir.

Bu şebekedeki alternatif akım, sinüs dalganın bir veya iki mekanizmayla kare dalga

kaynak akımına çevrilmesiyle elde edilir.

Şekil 3.5. Alternatif akım (AC) dalga formu şematik gösterimi

Doğru akım (DC) güç kaynakları

Düz kutuplamada kaynak kablosu ve elektrod pensesi güç kaynağının negatif (-)

çıkışına, şase kablosu ve şase pensesi güç kaynağının pozitif (+) çıkışına bağlanır. Bu

durumda elektronlar elektrodtan ana malzemeye doğru akarak ergime sağlanır. Bu

TIG yönteminde en sık kullanılan akım sistemidir. Alüminyum gibi hafif metaller

hariç diğer kaynaklanabilen malzemelerin kaynağında iyi kaynaklanabilirlik sağlar.

Doğru akım düz kutuplamada ters kutuplamaya göre dar ve derin, nüfuziyetli

kaynaklar elde edilir. Ters kutuplamada kaynak kablosu ve elektrod pensesi güç

kaynağının pozitif (+) çıkışına, toprak kablosu ve toprak pensesi güç kaynağının

negatif (-) çıkışına bağlanır. Bu tür güç kaynağı çok nadiren kullanılır. Çünkü

53

nüfuziyeti çok düşük, yayvan kaynaklar elde edilir. Ters kutuplamada ısı elektrodun

üzerinde yoğunlaştığından dolayı, elektrodun yanmaması ve zarar görmemesi için

çok düşük akım değerleri seçilmelidir. Bu nedenden dolayı çok nadir kullanılır[24].

Şekil 3.6. Doğru akım (DC) dalga formu şematik gösterimi[24]

Çizelge 3.1. Ferritik paslanmaz çeliklerin TIG kaynağında kaynaklanan ürünün kalınlığına göre uygulanacak akım şiddeti[20]

Kaynaklanan ürünün kalınlığı ( mm ) Akım şiddeti ( A ) 1 30 - 70

2 50 - 100

3 70 - 150

4 100 - 180

5 140 - 220

6 160 - 250

7 180 - 260

Paslanmaz çelikler her zaman DCEN (doğru akım elektrot negatif) veya DCSP

(doğru akım düz kutuplama) modunda kaynaklanırlar. Bu tarz kutuplamada,

Elektronlar iş parçasına çarparak nüfuziyetin artmasına sebep olurlarken, genellikle

toryum katkılı tungstenden (%2 ThO2) yapılan elektrot çok az aşınmaya maruz

kalmaktadır[27].

54

3.1.2. Torç ve torç kablosu

Torç elektrik arkını oluşturacak tungsten ucu sabitleyici fonksiyonundadır ve torç

kablosuna birleştirilmiştir. Torç kablosu kaynak koruyucu gazı gerektiğinde soğutma

hortumlarını ileten ve elektriksel kabloların makinayla irtibatını sağlayan düzenektir.

Kullanım amacına göre torçlar gaz soğutmalı veya su soğutmalıdır. Kaynak akımının

200 ampere kadar olduğu kullanımlarda gaz soğutmalı, 200-500 ampere kadar

olduğu kullanımlarda ise su soğutmalı torçlara ihtiyaç duyulur.

3.1.3. Kaynak telleri

Malzeme cinsi, malzeme kalınlığı, birleşme dizaynı ve kaynaktan istenen özellikler

ilave metal eçiminde göz önünü alınması gereken özelliklerdir. Bazı durumlarda

ilave metale ihtiyaç duyulmayabilir. İlave metal ana malzeme ile benzer kimyasal

özelliklerde ve kaynak banyosunda aynı özellikleri sağlayacak şekilde olmalıdır[24].

3.2. TIG Kaynağında Kullanılan Koruyucu Gazlar

TIG kaynak yönteminde koruyucu gaz kullanmanın tek amacı kaynak sırasında,

kaynak banyosunu ve erimeyen tungsten elektrotu havanın olumsuz etkilerinden

korumaktır. TIG kaynak yönteminde kullanılan koruyucu gazlar, Helyum ve argon

veya bunların karışımı gibi asal gazlar olup, kimyasal bakımdan nötr karakterde,

kokusuz ve renksiz monoatomik gazlardır. Kaynak sırasında koruyucu gazlar kaynak

bölgesine bir ısı katkısında bulunmasalar da, ısı girdisini bir dereceye kadar

etkilerler. TIG kaynak yönteminde koruyucu gaz olarak kullanılan asal gazlar veya

bunların karışımı kaynak sırasında kızgın durumda bulunan tungsten elektrod ve

erimiş kaynak banyosu ile bir reaksiyon oluşturmazlar. Kaynak metalinin kalitesine

olumsuz bir etkide bulunmamalarına karşın, kaynak hızına ve kaynaklı bağlantının

kalitesine önemli etkide bulunurlar.

Argon ve helyumun kaynak karakteristiklerinin farklılığı bu gazlar ile yapılan

uygulamalarda, bazı metal ve alaşımlar için biri diğerine nazaran daha iyi sonuçlar

55

vermektedir. Argon satış fiyatının daha ucuz olması ve kolay tedarik edilebilmesinin

de etkisi ile TIG yönteminde en çok kullanılan gazdır. Tarihsel süreç içinde bu

yöntemin ilk uygulamalarında ABD’de helyum kullanılmış ve yöntem Heliark adı ile

anılmıştır. ABD' nin doğal gazdan yeterli miktarda helyum elde edebilmesine karşın,

Avrupa’da helyumun yokluğu havadan ayrıştırma ile elde edilen argonun bu

yöntemde kullanılmasına neden olmuş ve yönteme de Argonark adı verilmiştir [28].

TIG kaynak yönteminin el ile uygulandıgı durumlarda koruyucu gaz olarak argon

tercih edilir. Helyum atmosferinde kaynak arkının daha yüksek enerjili olması

kaynak hızının artması avantajını getireceginden otomatik TIG kaynagında helyum

veya helyum-argon karısımı gazlar kullanılır [29].

56

4. METAL INERT GAS ( MIG ) KAYNAK YÖNTEMİ

Ergiyen elektrotla gazaltı kaynağı fikri 1920'lerde ortaya atılmış, ilk olarak 1948

yılında A.B.D.' de alüminyum ve alaşımlarının kaynağında kullanılmıştır. Ergiyen

metal elektrot ve soy gaz kullanılması sebebiyle yönteme MIG (Metal İnert Gas )

kaynağı adı verilmiştir. Yöntemde daha sonra düşük akım yoğunluklarıyla ve darbeli

akımla çalışma, daha değişik metallere uygulama ve koruyucu gaz olarak aktif

gazların (CO2) ve gaz karışımlarının kullanılması gibi gelişmeler meydana gelmiştir.

C02 gibi aktif bir koruyucu gaz altında yapılan kaynak yöntemine de (Metal Active

Gas) kelimelerinin baş harflerinden yararlanarak MAG yontemi adı verilmiştir.

Kaynak edilen metalin türü, elektrotun kimyasal bileşimi ve kullanılacak koruyucu

gazın türünün seçimini belirler. Koruyucu gazın türü, tel elektrotun bileşimi ve çapı,

kaynak akımının şiddetini, gerilimini ve kaynak işlemi sırasında ark içinde ergimiş

metalin elektrodtan kaynak banyosuna taşınım türünü belirler. Endüstride kullanılan

başlıca metal ve alaşımları her pozisyonda uygun elektrod ve koruyucu gaz seçimi ve

kaynak parametrelerinin iyi ayarlanması koşulu ile MIG yontemi ile kolaylıkla

kaynak edilebilmektedir[6].

MIG yönteminin diğer ark kaynak yöntemlerine göre çok önemli üstünlükleri vardır.

Bu üstünlükleri şöyle sıralayabiliriz:

1- MIG yöntemi tüm metal ve alaşımlara aynı etkinlikle uygulanabilen tek kaynak

yöntemidir.

2- Kaynak her pozisyonda rahatlıkla gerçekleştirilebilmektedir. Ayrıca sadece az

miktarda sıçrama oluşumu ve curuf oluşmaması kaynak sonrası temizleme

işlemlerini kolaylaştırmaktadır.

3- Kaynak telinin kaynak bölgesine sürekli olarak sürülmesi, elektrot değişimi için

duraklamaları ortadan kaldırmakta ve çok uzun kaynak dikişleri ara vermeden

yapılabilmektedir.

57

4- Yarı otomatik çalışma sırasında kaynak operatörü yalnızca torç açılarına dikkat

etmek ve ilerleme hızını ayarlamaktan sorumludur. Kaynak donanımının ayarı

çok basittir ve tüm kontroller bizzat donanım tarafından gerçekleştirilmektedir.

Operatörün özel ve uzun süren bir eğitimden geçmesi gerekmemektedir.

5- Elektrot telinin otomatik olarak sistem tarafından kaynak bölgesine sürülmesi ve

daha yüksek akım yoğunluklarında çalışılması gerek kaynak hızının yükselmesine

gerekse de birim zamanda yığılan kaynak metali miktarının diğer yöntemlerden

çok daha fazla olmasına imkan sağlamaktadır.

6- Sprey ark ile metal taşınımı halinde daha derin dikiş nufuziyeti elde edilmekte ve

daha az kaynak metali harcanmaktadır. Esas metal ile eş mukavemetli iç köşe

kaynak bağlantıları elde edilmektedir.

7- Örtülü elektrotlarda koçan kaybı, örtünün yanma ve sıçrama kaybı %45 'i

bulmaktadır. Başka bir değişle 1 kg örtülü elektrot 0,56 kg kaynak metali

vermekte buna karşın 1 kg tel elektrot ile 0,95 kg kaynak metali elde

edilmektedir.

Bu üstünlüklerin yanı sıra MIG yönteminin uygulama alanlarını sınırlayan birtakım

özellikleri de vardir, bunlar su şekilde sıralanabilir:

1- Kaynak donanımı daha karışık bir yapıdadır, dolayısı ile daha pahalıdır ve daha

etkin bir bakım gerektirir.

2- Kaynak bölgesi torcun ucundaki gaz nozulundan çıkan koruyucu gaz tarafından

korunmaktadir.Bu gaz akımı ortamın rüzgarlı olması halinde gerekli korumayı

yapamamakta ve bu da yöntemin şantiyelerde ve açık havada yapılan işlerde

uygulanmasını kısıtlamaktadır.

3- MIG yönteminde torç, diğer yöntemlere göre daha büyük ve daha az esnektir.

Dolayısıyla dar ve zor erişilebilen yerlerin kaynağında zorluk göstermektedir[6].

58

4.1. MIG Kaynak Donanımı

Her kaynak yönteminde oldugu gibi MIG kaynağı uygulayabilmek için özel bir

kaynak donanımına ihtiyaç vardır. Şekil 4.1' de görülen MIG kaynak donanımı,

örtülü elektrod ile yapılan ark kaynak donanımı ile karşılaştırıldığında bir parça daha

karmaşık gorünmesine karşın bir tozaltı kaynak donanımından daha basittir.

Bir MIG kaynak donanımı şu kısımlardan meydana gelir:

a- Kaynak torcu

b- Torç bağlantı paketi

c- Tel (elektrod) sürme tertibatı

d- Kumanda ve kontrol ünitesi

e- Kaynak akım üreteci

f- Koruyucu gaz tedarik donanımı

g- Sulu soğutma sistemi

h- Mekanize ve otomatik kaynak için yardımcı donanımlar.

Şekil 4.1. MIG kaynak donanımı blok şeması[6]

MIG kaynağında tel elektroda akımın yüklenmesi ve kaynak bölgesine iletilmesi, ark

bölgesine koruyucu gazın gönderilmesi torcun gorevidir . Kullanılan akım şiddetine

59

ve yöntemin otomatik veya yarı-otomatik olma haline göre çesitli tür ve

büyüklüklerde torçlar bulunmaktadır.

Ark sıcaklığından etkilenen torcun sürekli olarak soğutulması gereklidir. Düşük akım

şiddetlerinde, koruyucu gaz akımı gerekli soğumayı yapabilmektedir. Büyük çaplı

elektrodlar, yani yüksek akım şiddetlerinde çalısılması halinde ise (l>250A) sulu

soğutma sistemi gerekmektedir.

MIG kaynağında tel elektrod sürekli olarak ilerlediği için tele elektrik iletimi kayar

bir temas elemanı ile sağlanır. Tel torcu terketmeden biraz önce bakır esaslı bir akim

memesi içinden geçerek kaynak akımı ile yüklenir. Bu akım memesine konsantrik

olarak, torcun ağız bölgesinde bir gaz lülesi (nozulu) bulunur ve bu nozul sayesinde,

koruyucu gaz akımı laminer olarak kaynak bölgesine sevk edilir.

Kaynak işlemi sırasında nozul ve memeye yapışan, sıçrayan metal damlacıkları,

koruyucu gazın laminar akımını bozarak kaynak bölgesinin iyi korunamamasına

neden olur. Sıçramanın aşırı olduğu hallerde, yapışan metal damlacıkları akım

memesi ile gaz nozulu arasında köprü oluşturarak, gaz nozulu ile iş parçası arasında

ikinci bir arkın oluşmasına neden olur. Böylece hem is parçası hem de torç hasar

görür. Bu bakımdan kaynak sırasında sıçramanın fazla oldugu durumlarda torç sık

sık kontrol edilip temizlenmelidir.

Torç, kaynak makinasına içinde tel elektrod kılavuzunu, akım kablosunu, koruyucu

gaz hortumunu ve gerekli hallerde soğutma suyu geliş ve dönüş hortumlarını bir

arada tutan metal spiral takviyeli torç baglantı paketi adı verilen kalın bir hortumla

bağlanmıştır.

Tel sürme tertibatı, teli makaradan sağıp, ergiyen tel miktarını karşılayacak bir hızla

ark bölgesine sevkeden bir mekanizmadır. Hız ayarı kademesiz bir mekanik

tertibatveya gerilimi değistirilerek hızı ayarlayan bir doğru akım motoru tarafından

gerçekleştirilir.

60

Gerekli ayarlar yapılıp makinenin ana şalteri kapatılarak çalışmaya hazır haldedir ve

kaynağa başlamak için yarı-otomatik MIG kaynak makinalarında torç üzerindeki

dügmeye basmak yeterlidir. Bu anda, önce ayarlanmış debide koruyucu gaz akımı

başlar, kısa bir süre sonra ark olusur ve ark olustuktan çok kısa bir süre sonra da tel

sürme tertibatı devreye girer. Kaynağa son verilmesi halinde ise, bu sıralamanın tersi

oluşur.

MIG kaynağında kullanılan akım üreteçlerinin V-I (volt-amper) karakteristiği, düşey

karakteristikli olabildiği gibi bunlardan çok farklı olan, yatay karakteristikli tipler

çok daha yaygın biçimde kullanılmaktadır.

MIG kaynağında düşey karakteristikli bir akım üreteci kullanıldığında ark boyunun

değişmesi yani ark geriliminin değişmesi sonucu ark boyunu sabit tutabilmek için ark

boyundan kumanda alan bir elektronik tertibat yardımıyla tel sürme tertibatının

motor devri değiştirilir. Diger bir deyişle bu tür bir akım üreteci kullanıldığında ark

boyunun degişimi tel sürme motorunun hızının değiştirilmesiyle sabit tutulur.MIG

yönteminde genelde ince tel elektrot kullanıldığından bu kumanda sistemi yavaş

kalmakta ve iyi sonuç vermemektedir.Sabit gerilimli diye adlandırılan yatay

karaktestikli akım üreteçlerinde ark boyunun az bir miktar değişmesine karşın akım

şiddetinde yani ergime gücünde değişim çok daha şiddetlidir.Bu tür akım

üreteçlerinde iç ayar diye adlandırılan ve hiçbir ek donanım gerektirmeden

kendinden oluşan bir ark boyu akım ayarı vardır. Ark gerilimi, tel ilerleme hızı ve

buna bağlı olarak da akım şiddeti ayarlanır. Bu tür makinelerde tel ilerleme motoru

seçilmiş sabit bir devirde döner, tel hızı ise sabittir.

MIG kaynağında büyük çoğunlukla doğru akım ve yatay karakteristikli akım

üreteçleri kullanılır. Doğru akım kullanılması halinde elektrod pozitif veya negative

kutuba bağlanır. Çeliklerin kaynağında çok daha derin nufuziyet sağladığından

genellikle pozitif (ters kutuplama ) tercih edilir. Şekil 4.2’ de kutuplamanın etkisi

şematik olarak gösterilmiştir[6].

61

azalır Erime gücü büyür artar Nüfuziyet azalır küçük Dikiş tırtılı büyük azalır Sıçrama fazlalaşır Şekil 4.2. Kutuplamanın dikiş formuna etkisi 4.2. Çalışma Tekniği

Prensip olarak bilinen kaynak bağlantı (dikiş) şekilleri MIG yöntemi ile de kaynak

edilebilir. Yatay pozisyondaki dikişler hem el hem de otomatik olarak kaynak

edilebilir. Buna karşın zor pozisyonlarda yalnız el kaynağı kullanılır. Genel anlamda

MIG yönteminde uygulanacak kaynak tekniği, kaynaklanan malzemenin cinsine, ısıl

iletkenliğine, ağız şekline ve kaynak pozisyonuna bağlıdır.

Kaynak dikişinin yüksekliği, genişliği ve nüfuziyeti aynı hamlaç tutuluşunda kaynak

gerilimini, kaynak akım şiddetini ve kaynak hızını değiştirerek ayarlanabilir. Akım

şiddeti yükseldikçe nüfuziyet artar, buna karşın dikiş genişliği ve yüksekliği azalır.

Kaynak geriliminin ve hızının yükselmesi de, dikişin genişliğine ters yönde etkir.

Kaynak hamlacı, kaynak yönüne ters doğrultuda en fazla 30° lik bir eğimle tutularak

(Şekil 4.3-a) kaynak yapılıyorsa kaynakçı, kaynak banyosuna ve elektrodun erime

işlemine kolayca bakabilir. Eğer bu meyil fazlalaşırsa nüfuziyet azalır ve dikiş de

incelir. Budurumda, kaynak hızının arttırılması gerekir. Aksi halde kaynak

banyosunun önünde bir yığılma meydana gelir ve aynı zamanda da dikişte kalıntı ve

62

gözenekler olur. Hamlaç eğiminin artması diğer yönden koruyucu gaz akımının

şeklini de etkilediğinden, koruyucu gazın koruma etkinliği azalır.

Derin bir nüfuziyetin gerekli olduğu kalın kaynak dikişleri hamlaca kaynak yönünde

en fazla gene 30°' lik bir meyil vererek (Şekil 4.3-c) elde edilir. Bu durum bilhassa

tam otomatik MIG-MAG kaynak yönteminde uygulanır.

(a) (b) (c)

Şekil 4.3. Hamlacın meyline göre dikiş formunun değişimi[30]. a) Kaynak hamlacı,

kaynak yönüne ters doğrultuda en fazla 30° lik bir eğimle tutularak, b) Kaynak hamlacı, kaynak yönüne dik tutularak c) Kaynak hamlacı, kaynak yönünde en fazla 30° lik bir eğimle tutularak

Darbeli akım, elektrotun tam olarak ergimesini sağlayan yüksek akım fazı (kısa

devre olmadan her darbeye bir damla ) yani akım şiddeti, malzemeye, koruyucu gaza

ve elektrot çapına bağlı geçiş noktasının üstündedir. Bu teknikle kaynakta sıcak

çatlakların önlenmesi, banyonun karışması, kaynak nedeniyle iş parçasındaki

çekmeler ve henüz bilinmeyen etkiler (yan bulgular, semptomlar) de kontrol

edilebilmektedir[31].

63

Çizelge 4.1. Ferritik paslanmaz çeliklerin MIG kaynağında kaynaklanan ürünün kalınlığına göre uygulanacak akım şiddeti[20].

Kaynaklanan ürünün kalınlığı ( mm ) Akım şiddeti ( A )

0,5 10 - 60

1,0 25 - 75

1,5 50 - 85

2,0 60 - 90

3,0 75 - 110

4,0 90 - 125

Arkın şekli sadece gerilim ve akım şiddetinin değerlerine bağlı değildir. Elektrod

malzemesi, serbest tel mesafesi ve koruyucu gazın cinsi gibi faktörlere de bağlıdır.

Alüminyum, bakır ve alaşımları ile paslanmaz çeliklerin kaynağında MIG yöntemi

ekonomik ve teknolojik kolaylıklar sağladığından, günümüzde büyük çapta

uygulama alanı bulmaktadır[20]. Paslanmaz çeliklerin MIG usulüyle

kaynaklanması, büyük üstünlük sağlar. Çünkü erimiş metal ile hava arasındaki

reaksiyonlar sebebiyle, kayıplar önlenmektedir[25].

64

Serbest Tel Uzunluğu

(Kısa) (Normal) (Uzun)

yükselir Akım şiddeti azalır

artar Ark gerilimi yükselir

artar Nufuziyet azalır

az Sıçrama fazla

artar Kontak borusu ısınması azalır

Şekil 4.4. Serbest tel uzunluğunun dikiş formuna etkisi (şematik)

4.3. MIG Kaynağında Kullanılan Koruyucu Gazlar

Bütün koruyucu gaz kaynak yöntemlerinde olduğu gibi MIG yönteminde de

koruyucu gazın ark bölgesini tamamen örtmesi ve atmosferin olumsuz etkilerinden

koruması gerekir. MIG kaynak yönteminde kullanılan koruyucu gazlar, Helyum ve

argon veya bunların karışımı gibi asal gazlardır.

Argon ve Helyum, asal gazlar olup kaynak işlemi sırasında kaynak banyosu ile

reaksiyona girmezler. Bu gazlar alaşımsız, yalın karbonlu, paslanmaz çelik ve demir

dışı metallerin kaynak işlemlerinde kullanılır. Bu iki gaz arasındaki temel farklar,

yoğunluk, ısıl iletkenlik ve ark karakteristikleridir. Argon, havadan yaklaşık olarak

1,4 defa yoğundur. Buna karşılık Helyum ise, havanın yoğunluğunun 0,14 katıdır.

Helyuma ve havaya oranla daha yoğun olan Argon düz kaynak pozisyonlarında en

etkili, ark sabitleyen ve örtücü etkisi olan gazdır.

65

Helyum doğada hidrojenden sonra en hafif gaz olup, özgül ağırlığı 0,179 kg/m³ ve

havadan yaklaşık 7 kat daha hafiftir. Argonun özgül ağırlığı ise 1,784 kg/m3 tür ve

havadan 1,4 kere daha ağırdır. Bu farklılık her iki gazın kaynakta kullanımında gaz

sarfiyatını etkilemektedir. Tavan kaynak pozisyonu haricinde, kaynak işleminde aynı

korumayı gerçekleştirebilmek için daha fazla helyuma gerek vardır. Ayrıca kapalı

yerlerde yapılan kaynak işlerinde, örneğin bir kazan veya basınçlı kap içinde,

havadan ağır olan argonun yere çökmesine karşın, helyum üst kısımlarda

biriktiğinden gerekli önlemin alınmadığı hallerde kaynakçının boğulmasına neden

olabilmektedir. Aynı akım şiddetinde helyum atmosferi içinde oluşan ark, argon

atmosferinde oluşandan daha yüksek bir ark gerilimine sahiptir. Bu da kaynak ısı

girdisini ve dolayısı ile de nüfuziyeti arttırmaktadır. Bu olay özellikle ince kesitli

parçalarda argonun, kalın kesitli ve ısı iletkenliği yüksek olan malzemelerin kaynağı

ile otomatik kaynak uygulamalarında helyumun tercih edilmesine neden olmaktadır.

Helyum, tek başına kullanıldığı zaman aynı oranda koruma yapabilmesi için Argona

oranla 2-3 kat fazla debi gerektirir. Helyum, Argona oranla çok daha yüksek ısıl

iletkenliğe sahiptir ve ark enerjisi çok daha homojen dağılımlı ark plazması

oluşturur. Argon plazması ise, merkezde çok yüksek, dış konisinde ise daha az

enerjiye sahiptir. Bu fark, kaynak dikiş profilini güçlü bir şekilde etkiler. Helyum,

kaynak sırasında daha derin ve geniş bir dikiş oluşturur. Argon ise "Şarap kadehi"

şeklinde bir penetrasyon yaratır. Başlıca Argon, Helyum ve Argon - Helyum karışım

gazlarının kaynak dikiş geometrisine etkisi Şekil 4.5’ de gösterilmiştir. Helyum,

Argona göre daha yüksek bir iyonlaşma potansiyeli ve dolayısı ile daha yüksek ark

voltajı oluşturur. Ancak saf Helyum, ark başlangıcında problem gösterebilir. Saf

Helyumla oluşturulan Ark Örtüsü düşük voltajlarda Sprey Transfer etkisi göstermez.

Bunun sonucu olarak, saf helyum, koruyucu gaz olarak kullanıldığı zaman Argona

göre daha yüksek çapak ve pürüzlü kaynak dikişi elde edilir. Argon ise, akım geçiş

sınırının üzerinde (Küresel-Sprey Ark) olduğu zaman Sprey Ark etkisi gösterir.

Argon atmosferinde oluşturulan kaynak arkı, helyuma nazaran daha yumuşak ve

daha sakindir. Arkın sakinliği ve ısı girdisinin de kaynakçıyı rahatsız etmeyecek

mertebede olmasından ötürü manuel kaynak uygulamalarında argon gazı tercih edilir

66

Paslanmaz çelik, inkonel ve monelin kaynağında bazı hallerde gözeneğe mani olmak

için Ar - He karışımları kullanılabilir. Bu gaz karışımı hidrojenin olumsuz metalürjik

etkileri bulunan çeliklerde hiç bir zaman kullanılmamalıdır. Koruyu gaz içinde

hidrojenin varlığı ark gerilimini yükseltmekte ve kaynak banyosu daha akıcı

yapmakta ve sıvı kaynak metalinin ıslatma kabiliyetini yükseltmektedir. ABD'de

özellikle ince paslanmaz çelik boruların üretiminde tercih edilen bu karışım gazın iki

ayrı bileşimi % 15 He-% 85 Ar ve % 5 He-% 95 Ar bu alanda oldukça yaygın bir

uygulamaya sahiptir.

Kaynakta koruyucu olarak gazların kullanılması (MIG, MAG, TIG) iyice yaygın

olup bu gazlar her ne kadar insan bedenine zarar vermezlerse de sağlığı pekiştirici

değillerdir. Bu itibarla gaz korumalı kaynaklar sadece uygun havalandırma koşulları

altında uygulanacaktır. Kapalı ve dar bir hacimde uzun süre bu tür kaynak

işleminden kaçınılacaktır[28].

Şekil 4.5. Ar, He ve Ar-He karışım gazlarının kaynak dikiş geometrisine etkisi [32].

67

5. DENEYSEL ÇALIŞMALAR

Bu çalışmada, ferritik paslanmaz çeliklerin (AISI 430) MIG ve TIG kaynak

yöntemleri ile kaynaklanabilirliği ve kaynaklarda kullanılan koruyucu gazların (Ar,

He ve belirli oranlarda Ar-He karışımları) mikroyapı ve mekanik özelliklere olan

etkileri incelenmiştir.

5.1. Materyal ve Metod

5.1.1. Materyal

Deneylerde, Çizelge 5.1’ de kimyasal değerleri verilen (AISI 430) ferritik paslanmaz

çelik saclardan kesilen 200×100×4 mm ölçülerindeki toplam 63 adet (her kaynak

yöntemi, gaz ve gaz karışımı için 6’ şar adet ) deney numuneleri kullanılmıştır.

Deneylerde, (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-%25 He) gaz

oranları, bakır altlık ve MIG kaynağı için 1,20 mm. çapında 316L tipi paslanmaz,

TIG kaynağı için ise 2 mm. çapında AWS A5.9 : ER308L tipi paslanmaz çelik tel

kullanılmış olup bunlara ait kimyasal analiz sonuçları ise çizelge 5.2’ de verilmiştir.

Çizelge 5.1. Deneylerde kullanılan AISI 430 ferritik paslanmaz çeliğinin kimyasal analizi

AISI DIN C Mn P S Si Cr Mo 430 X6Cr17 0,12 1,25 0,04(max) 0,03(max) 1,00 12/14 0,60

Çizelge 5.2. Deneylerde kullanılan paslanmaz çelik kaynak tellerinin kimyasal

analizleri

AISI C Si Mn Cr Ni P+S Mo

ER308L 0,030 0,45 1,70 21 10 0,060 - ER316L 0,025 0,85 1,70 18,5 12,5 0,035 2,75

68

5.1.2. Metod

AISI 430 ferritik paslanmaz çelik malzemeye, MIG ve TIG kaynak yöntemlerinde

sırasıyla Çizelge 5.3. ve Çizelge 5.4’ de verilen parametreler dahilinde kaynak

işlemleri gerçekleştirilmiştir. Yapılan kaynak işlemlerinden sonra numunelerin

mikroyapı fotoğrafları çekilerek çekme, sertlik ve çentik-darbe testleri uygulanmıştır.

Kaynaklarda korucu gaz olarak kullanılan karışım gazlar, G.Ü.Teknik Eğitim

Fakültesi Metal Eğitimi Bölümünde bulunan WITT GASETECHNIK marka gaz

katıştırıcı ile ayarlanmıştır.

Çizelge 5.3. MIG kaynak yönteminde kullanılan kaynak parametreleri

MIG Kaynak Yöntemi

Malzeme Koruyucu

gaz türü

Gaz

debisi

İlave tel

çapı(mm)

Amper

(A)

Ark

gerilimi(V)

Tel hızı

AISI 430 Ar 12 lt./dak.

1,20 200 23 6 m./dak.

AISI 430 He 12 lt./dak.

1,20 200 23 6 m./dak

AISI 430 %25 Ar-%75 He

12 lt./dak.

1,20 200 23 6 m./dak

AISI 430 %50 Ar-%50 He

12 lt./dak.

1,20 200 23 6 m./dak

AISI 430 %75 Ar-%25 He

12 lt./dak.

1,20 200 23 6 m./dak

Çizelge 5.4. TIG kaynak yönteminde kullanılan kaynak parametreleri

TIG Kaynak Yöntemi

Malzeme Korucu gaz

türü

Gaz debisi İlave tel çapı

(mm)

Amper (A)

AISI 430 Ar 12 lt./dak. 2 120 AISI 430 He 12 lt./dak. 2 120 AISI 430 %25 Ar-%75

He 12 lt./dak. 2 120

AISI 430 %50 Ar-%50 He

12 lt./dak. 2 120

AISI 430 %75 Ar-%25 He

12 lt./dak. 2 120

69

Metalografik uygulama

Çizelge 5.3 ve Çizelge 5.4’ te verilen kaynak parametrelerine bağlı kalınarak yapılan

deneylerden sonra numunelerden mikroyapı fotoğrafları ve sertlik ölçümleri

alınmıştır. Alınan numuneler, standart metalografik numune hazırlama kurallarına

uygun olarak sırasıyla 200, 400, 600, 800, 1000 ve 1200 gritlik zımparalarla

zımparalanmış, keçelerle parlatılmış, daha sonra 4 gr. CuSo4 –20 ml.HCL asit-20 ml.

saf su karışımı ile hazırlanmış dağlayıcı ile dağlanmıştır. Dağlanan bu numunelerin

mikroyapı fotoğrafları G.Ü. Teknik Eğitim Fakültesi Metal Eğitimi Bölümü

Malzeme Anabilim Dalı laboratuarında bulunan Panasonic marka kamera bağlantılı

Prior marka optik mikroskop yardımıyla çekilmiştir.

Sertlik deneyleri

Mikroyapı fotoğrafları çekilen numuneler daha sonra sertlik ölçme işlemlerinde

kullanılmıştır. Sertlik ölçme işleminde yine aynı laboratuarda bulunan Shimadzu

marka HMV-2 mikrosertlik ölçme cihazı yardımıyla HV2 sertlik ölçme metodu

kullanılmış ve yük olarak da 19,614 N’ luk bir ağırlık seçilmiştir.

Çekme deney numunelerinin hazırlanması

Çekme deney numuneleri, kaynak dikişine dik yönde boyuna kesit alınmak suretiyle

TS 5789’ a göre hazırlanmıştır. MIG ve TIG kaynak yöntemiyle farklı gazlar

kullanılarak yapılan her bir kaynaktan alınan 3 adet çekme numunesi (toplam 33 adet

çekme numunesi) test edilerek ortalama değerler alınmıştır. Çekme deneyleri

Aksaray Mercedes-Benz Türk A.Ş Malzeme Muayene Laboratuarında bulunan

ZWICK.250 marka çekme cihazında yapılmıştır. Şekil 5.1’ de kaynaklı malzemeden

çıkarılan standart çekme deney numunesinin şematik resmi verilmiştir.

70

Standart Deney Parçası ( mm ) Anma Genişliği 12,5 G Ölçü uzunluğu 50,0 ± 0,5 W Genişlik 12,5 ± 0,10 T Kalınlık (Malzeme kalınlığı) 4 R Yuvarlama yarıçapı, min. 12,5 L Toplam uzunluk, min. 200 A Gövde uzunluğu, min. 57 B Kavrama uzunluğu 50 C Kavrama genişliği (yaklaşık) 20

Şekil 5.1. Kaynaklı malzemeden çıkarılan standart çekme deney numunesi

Çentik-darbe numunelerinin hazırlanması

TS PREN 875’ e göre hazırlanan çentik-darbe deney numunelerinin her birinden

alınan 3 adet (toplam 33 adet) çentik-darbe numunesi G.Ü. Teknik Eğitim Fakültesi

Metal Eğitimi Bölümü Malzeme Anabilim Dalı laboratuarında bulunan INSTRON

WOLPERT PW30 marka çentik-darbe cihazı ile test edilerek ortalama değerler

alınmıştır. Şekil 5.2’ de kaynaklı malzemeden çıkarılan standart çentik-darbe deney

numunesinin şematik resmi verilmiştir.

Şekil 5.2. Kaynaklı malzemeden çıkarılan standart çentik-darbe deney numunesi

4

71

6. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA

Ferritik paslanmaz çelik (AISI 430) numunelere saf Ar, He ve belirli oranlarda (%25

Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-%25 He) Ar-He karışım gazları kullanılarak

MIG ve TIG kaynak yöntemleri uygulanmıştır. Çizelge 5.3 ve Çizelge 5.4’ de verilen

kaynak parametrelerine göre yapılan kaynak işleminden sonra standartlara uygun

olarak hazırlanan numunelere mekanik testler yapılmış ve takiben mikroyapı

fotoğrafları çekilmiştir. Deney sonuçları (makroyapı, mikroyapı, sertlik, çekme ve

çentik darbe) ve deney sonuçlarının tartışılması bu bölümde sırası ile verilmektedir.

6.1. Makroyapı Sonuçları

Farklı gaz ve karışım gazlar (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50 Ar-%50 He, %75 Ar-

%25 He) atmosferi altında yapılan MIG ve TIG kaynaklarında kullanılan gazların

kaynak metali genişliği üzerindeki etkilerini görmemiz açısından makroyapı

resimleri aşağıda verilmiştir.

6.1.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait makroyapı sonuçları

Çizelge 5.3’ de verilen kaynak parametrelerine uygun olarak kaynaklanan

numunelere ait makroyapı resimleri Resim 6.1’de verilmiştir.

72

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Resim 6.1. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait makroyapı resimleri. a-

%99,99 He, b-%75He-%25Ar, c- %50He-%50Ar, d-%25He-%75Ar, e- %99,99 Ar

Resim 6.1’de verilen MIG kaynağı ile farklı oranlardaki gaz karışımlarına ait

makroyapı resimleri incelendiğinde, kullanılan bütün koruyucu gaz ortamlarında

nüfuziyetin tam olduğu, yanma oluğu, gözenek gibi kaynak hatalarının oluşmadığı

görülmektedir. Gaz karışımlarına ilave edilen argon oranı arttıkça nüfuziyetin de

arttığı açıkça görülmektedir.

6.1.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait makroyapı sonuçları

Çizelge 5.4’ de verilen parametrelere uygun olarak kaynaklanan numunelere ait

makroyapı resimleri Resim 6.2’de verilmiştir.

73

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Resim 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait makroyapı resimleri. a-

%99,99 He, b-%75He-%25Ar, c- %50He-%50Ar, d-%25He-%75Ar, e- %99,99 Ar

Resim 6.2’de verilen ve TIG kaynak yöntemi ile farklı gaz karışım oranlarında

kaynaklanmış makroyapı resimleri incelendiğinde, MIG yönteminde olduğu gibi

burada da bütün koruyucu gaz ortamlarında nufuziyetin tam olduğu, yanma oluğu,

gözenek gibi kaynak hatalarının oluşmadığı görülmektedir. Argon gazı oranının

artmasıyla birlikte kaynaktaki nufuziyet ve kaynak metali oranının arttığı

gözlenmiştir.

6.1.3. Makroyapı sonuçlarının tartışılması

Bölüm 6.1.1’ de verilen makroyapı resimleri birlikte incelendiğinde, yapılan

birleştirmelerin tamamında nüfuziyetin tam olduğu ve birleşmemiş bölgenin

olmadığı görülmektedir. Farklı gaz ve karışım gazlar (Ar, He, %25 Ar-%75 He, %50

Ar-%50 He, %75 Ar-%25 He) atmosferi altında yapılan MIG ve TIG kaynaklarında

kullanılan gazların kaynak metali genişliği üzerindeki etkileri görülmektedir. MIG

kaynak yönteminde, helyum daha geniş ve derin bir kaynak metali oluştururken,

argon ise şarap kadehi şeklinde bir kaynak metali oluşturmaktadır. Karışım gazlar da

74

ise, argon oranının artmasıyla geniş ve derin olan kaynak metali yapısı kaynak metali

şarap kadehi şeklini almaktadır. TIG kaynak yönteminde ise, kaynak metali genişliği

ve şekli MIG kaynak yöntemi kadar farklı değildir. Kaynak metali genişliği ve şekli

birbirine yakındır.

6.2. Mikroyapı Sonuçları

Deney sonuçlarını irdelemeden önce deney malzemesinin (AISI 430) işlemden

önceki mikroyapı fotoğrafı, Resim 6.3’ de verilmektedir.

Resim 6.3. AISI 430 numunesinden alınan mikroyapı fotoğrafı

AISI 430 malzemesinden alınan numunenin mikroyapı fotoğrafı incelendiğinde,

yapının eş taneli ve homojen bir dağılım sergilemiş ferrit fazından oluştuğu

görülmektedir. İşlem görmemiş ana malzeme mikroyapısındaki siyah noktalar ise,

yapıda dağılmış karbür çökelmeleridir[33,34].

6.2.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait mikroyapı sonuçları

Çizelge 5.3’ de verilen kaynak parametrelerine uygun ve koruyucu atmosfer olarak

saf He gazı kullanılarak gerçekleştirilen birleştirmeye ait mikroyapı sonuçları Resim

6.4’ de verilmektedir.

Ferrit

A X100

25 µm

X100

75

B C D E F G

Ferrit

Martenzit

ErgimeSınırı

KaynakMetali

A

B C

D E

F G

X100

X400

X100

X100X100

X100

X100

Ferrit

Ferrit

Martenzit Ferrit

Martenzit

Resim 6.4. MIG kaynağı ile saf Helyum gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait

mikroyapı resimleri

Resim 6.4’ de verilen mikroyapı sonuçları incelendiğinde, kaynak metali

mikroyapısının ince sütunsal ısı kaçış yönünde yönlenmiş tanelerden oluştuğu

görülmektedir (Resim 6.4a). Kaynak metali ile ana malzemenin birleştiği ergime

sınırının net bir çizgi şeklinde oluştuğu (Resim 6.4b), ve ergime sınırından başlayan

ısı tesiri altındaki bölgede ise sırası ile önce iri taneli bir yapı (Resim 6.4c), iri taneli

bölgenin hemen yanında ise ince ve kısmen iri taneli bir yapı (Resim 6.4d), bu

bölgenin devamında ise ince taneli yapının oluştuğu (Resim 6.4e) ve en sonda ısıdan

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm

a b c d e f

b

c d

e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400 a

76

etkilenmemiş ana malzemenin taneleri (Resim 6.4f) görülmektedir. ITAB’ da ferrit

tane sınırlarında oluşan siyah bölgeler ise hızlı soğumadan dolayı oluşmuş olan

martenzit bölgeleridir [1, 33].

Resim 6.5’de %75 He-%25 Ar koruyucu gaz kullanılarak MIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

Ferrit

Martenzit

B C D E F G

A X400

B C X100X100

D E X100X100

F G X100X100

Martenzit

Ferrit

Ferrit

Martenzit

Ferrit

ErgimeSınırıKaynakMetali

Resim 6.5. MIG kaynağı ile %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak kaynatılan

malzemeye ait mikroyapı resimleri

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm

a b c d e f

b

c d

e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 a X400

77

Resim 6.5’ de %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait

mikroyapı resimleri incelendiğinde, ana malzeme tane yapısının eş eksenli ve

homojen dağılımlı olduğu (Resim6.5f), ITAB’ da ise tanelerin irileştiği ve tane

sınırlarında martenzit oluştuğu (Resim 6.5d, e), Resim 6.5c’ de ise tane yapılarının

irileştiği, kaynak metali tane yapısının ise ince sütunsal ısı kaçış yönünde yönlenmiş

tipik kaynak metali yapısından oluştuğu görülmektedir (Resim 6.5a).

Resim 6.6’da %50 He-%50 Ar koruyucu gaz kullanılarak MIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

B C D E F G

A X400

B C X100X100

D E X100X100

F G X100X100

Ferrit

Ferrit

Martenzit

Martenzit

Ferrit

Ferrit

Martenzit

ErgimeSınırı

KaynakMetali

Resim 6.6. MIG kaynağı ile %50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400

e

d c

a b

f

78

%50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait mikroyapı resimleri

incelendiğinde;. Resim 6.6A’ da ana malzemeden kaynak metali merkezine kadar

genel bir görünüş verilirken, ince taneli bölge (Resim 6.6e), iri taneli bölgeye geçiş

(Resim 6.6d), iri taneli bölge (Resim 6.6c), ergime sınırı (Resim 6.6b) ve kaynak

metali (Resim 6.6a) bölgeleri de ayrıca verilmiştir. ITAB’ da ferrit tane sınırlarında

martenzit oluştuğu görülmüştür.[1, 33]. Ayrıca kaynak metali tane yapısının saf

helyum ve %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere nazaran

biraz daha irileştiği görülmektedir.

Resim 6.7’de %25 He-%75 Ar koruyucu gaz kullanılarak MIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

B C D E F G

A X400

Ferrit

Martenzit

Ferrit

B C X100X100

Ferrit

MartenzitFerrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100

Resim 6.7. MIG kaynağı ile %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm 25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400 f e

c d

b a

79

Resim 6.7’ de %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait

mikroyapı resimleri incelendiğinde, diğer koruyucu gaz oranlarındaki tane yapıları

ile benzerlik gösterdiği, burada da benzer şekilde ITAB’ da tane yapılarının irileştiği

(Resim 6.7c, d), ergime sınırının çok belirgin olduğu (Resim 6.7b) ve kaynak metali

tane yapısının da ince sütunsal tanelerden oluştuğu (Resim 6.7a) görülmektedir.

Resim 6.8’de 99,99 Ar koruyucu gaz kullanılarak MIG kaynağında kaynaklanan

numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

B C D E F G

A X400

Ferrit

Martenzit

Ferrit

B C X100X100

Ferrit

Martenzit

Ferrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100 Resim 6.8. MIG kaynağı ile saf Argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait

mikroyapı resimleri

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm

25 µm

b c d e

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400

a

e f

d c

b

f a

25 µm

80

Koruyucu atmosfer olarak saf argon gazı kullanılarak gerçekleştirilen birleştirmelere

ait mikroyapı sonuçları incelendiğinde, Resim 6.8c ve Resim 6.8e bölgelerindeki

tane yapılarının Resim 6.8c’ den Resim 6.8e’ ye doğru düzenli bir şekilde

inceldiği,iri taneli ferrit tane sınırlarında ise martenzit yapının oluştuğu [1, 33] ve

kaynak metali tane yapısının ısı kaçış yönünde yönlenmiş bir yapıda olduğu

görülmektedir (Resim6.8a).

6.2.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait mikroyapı sonuçları

Çizelge 5.4 ’de verilen kaynak parametrelerine uygun ve koruyucu atmosfer olarak

%99,99 saflıkta He gazı kullanılarak gerçekleştirilen birleştirmeye ait mikroyapı

sonuçları Resim 6.9’ da verilmektedir.

B C D E F G

A X400

FerritMartenzit

Ferrit

B C X100X100

Ferrit

Martenzit

Ferrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100 Resim 6.9. TIG kaynağı ile saf Helyum gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait

mikroyapı resimleri

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400

f e

c

d

b a

81

Resim 6.9’ de verilen mikroyapı sonuçları incelendiğinde, kaynak metali

mikroyapısının iri ve ısı kaçış yönünde yönlenmiş kaynak metali yapısından oluştuğu

(Resim 6.9a), kaynak metali ile ana malzemenin birleştiği ergime sınırının belirgin

olduğu ancak yüksek ısı girdisinden dolayı geç soğumanın etkisi ile ergime sınırının

iri taneli bölge ile iç içe girmiş bir yapıdan meydana geldiği (Resim 6.9b), ergime

sınırından başlayan ısı tesiri altındaki bölgenin oldukça geniş bir alana yayıldığı ve

sırası ile önce iri taneli bir yapı (Resim 6.9c), devamında ise iri ve kısmen ince taneli

bir yapı (Resim 6.9d), bu bölgenin devamında ise ince taneli yapıya geçildiği (Resim

6.9e) ve en sonda ise ısıdan etkilenmemiş ana malzemenin taneleri (Resim 6.9f)

görülmektedir. Diğerlerinde olduğu gibi özellikle iri taneli bölgede ferrit tane

sınırlarında martenzit yapının oluştuğu görülmüştür[1, 33].

Resim 6.10’da %75He-%25 Ar koruyucu gaz kullanılarak TIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

82

B C D E F G

A X400

Ferrit

Martenzit

Ferrit

B C X100X100

Ferrit

MartenzitFerrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırıKaynakMetali

F G X100X100

Resim 6.10. TIG kaynağı ile %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak kaynatılan

malzemeye ait mikroyapı resimleri

Resim 6.10’ da %75 helyum, %25 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait

mikroyapı resimler incelendiğinde, diğer mikroyıpılara benzer şekilde ana malzeme

tane yapısının eş eksenli ve homojen dağılımlı (Resim6.10f), ITAB’ da ise tanelerin

irileştiği ve tane sınırlarında martenzit oluştuğu (Resim 6.10d, Resim 6.10c), kaynak

metali tane yapısının ise iri ve ısı kaçış yönünde yönlenmiş kaynak metali yapısından

oluştuğu görülmektedir (Resim 6.10a). Resim 6.10A ve 6.10b’deki ergime sınırı

mikroyapı resimlerinde, kaynak metalinden ana metale geçişin bir bütünlük arz ettiği

görülmektedir.

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400 f e

c d

b a

25 µm

83

Resim 6.11’de %50He-%50 Ar koruyucu gaz kullanılarak TIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

B C D E F G

A X400

Ferrit

B C X100X100

Martenzit

Ferrit

Ferrit

MartenzitFerritMartenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100

Resim 6.11. TIG kaynağı ile %50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri

Resim 6.11’ de %50 helyum, %50 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait

mikroyapı resimleri incelendiğinde, diğer TIG kaynağı ile kaynaklanan numunlerin

mikroyapılarına benzediği, ITAB tane yapılarının irileştiği (Resim 6.11d, c), belirgin

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm 25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400

f e

c d

a b

84

ergime sınırının oluştuğu (Resim 6.11b) ve kaynak metali tane yapısının da iri

olduğu (Resim 6.11a) görülmektedir.

Resim 6.12’de %25He-%75 Ar koruyucu gaz kullanılarak TIG kaynağında

kaynaklanan numunelere ait mikroyapı resimleri verilmektedir.

B C X100X100

Martenzit

Ferrit

Ferrit

Martenzit

Ferrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100

B C D E G

A X400

Ferrit

F

Resim 6.12. TIG kaynağı ile %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait mikroyapı resimleri

25 µm25 µm

25 µm 25 µm

25 µm25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400 f e

c d

b a

85

Resim 6.12’ de %25 helyum, %75 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait

mikroyapı resimler incelendiğinde, diğer mikroyıpılara benzer şekilde ana malzeme

tane yapısının eş eksenli ve homojen dağılımlı (Resim6.12f), ITAB’ da ise tanelerin

irileştiği ancak karmaşık şekilli bir hal aldıkları ve tane sınırlarında martenzit

oluştuğu (Resim 6.12d, c) görülmektedir. Kaynak metali tane yapısının ise iri ve ısı

kaçış yönünde yönlenmiş kaynak metali yapısından oluştuğu görülmektedir (Resim

6.12a). Resim 6.12A ve 6.12b’deki ergime sınırı mikroyapı resimlerinde, kaynak

metalinden ana metale geçişin bir bütünlük arz ettiği ve ergime sınırının

diğerlerindeki gibi belirgin olmadığı görülmektedir.

Resim 6.13’ de %99,99 argon gazı kullanılarak yapılan deneylere ait mikroyapı

resimleri verilmektedir.

B C D E GF

A X400

Ferrit

Martenzit

Ferrit

B C X100X100

Ferrit

Martenzit Ferrit

Martenzit

D E X100X100

ErgimeSınırı

KaynakMetali

F G X100X100 Resim 6.13. TIG kaynağı ile saf argon gazı kullanılarak kaynatılan malzemeye ait

mikroyapı resimleri

25 µm 25 µm

25 µm 25 µm

25 µm 25 µm

25 µm

a b c d e f

X100

X400 X400

X400 X400

X400 X400

f e

d c

a b

86

Yüksek saflıkta argon gazı kullanılarak gerçekleştirilen birleştirmeye ait mikroyapı

sonuçları, incelendiğinde, diğer mikroyapı resimleri ile benzerlik arz ettiği, ITAB’ da

ferrit tane sınırlarında martenzit oluştuğu[1, 33] ve kaynak metali tane yapısının ısı

kaçış yönünde yönlenmiş bir yapıda olduğu görülmektedir (Resim 6.13a). Resim

6.13A ve6.13b incelendiğinde ergime sınırının adeta kaybolduğu, ITAB ile kaynak

metalinin bir bütünlük sergilediği görülmektedir.

6.2.3. Mikroyapı sonuçlarının tartışılması

Ferritik paslanmaz çelik (AISI 430) malzemeye argon, helyum ve belirli oranlarda

(% 75 He-%25 Ar, % 50 He-% 50 Ar, % 25He-% 75 Ar) Ar-He karışım gazları

koruyucu atmosferinde yapılan MIG ve TIG kaynaklarından sonra alınan

numunelerden çekilen mikroyapı fotoğraflarına genel olarak bakıldığında, kullanılan

gaz veya gaz karışımlarının ITAB’ ın genişliğine ve kaynak metali tane yapısına

etkilerinin olduğu görülmüştür.

MIG kaynağı ile kaynatılan numuneler içerisinde, % 75 He-%25 Ar koruyucu gaz

atmosferi altında birleştirilen numunelerde, ITAB genişliğinin en fazla olduğu

görülmüştür. Ancak diğer karışım gazlar ile ve argon atmosferi altında yapılan MIG

kaynaklarında ITAB genişliğinin tekrar helyum atmosferi altında yapılan MIG

kaynağında olan ITAB genişliğine yakın olduğu görülmektedir. MIG kaynak

yönteminde kaynak metali tane yapısının ise koruyucu gaz atmosferindeki argon gazı

oranının artmasıyla doğru orantılı olarak büyüdüğü gözlenmiştir.

TIG kaynak yönteminde ise, ITAB’ın genişliği genel olarak artan argon gazı oranı ile

doğru orantılı olarak artmıştır. Kaynak metali tane yapısının ise, koruyucu gaz

atmosferindeki argon gazı miktarının artmasıyla doğru orantılı olarak büyüdüğü

görülmüştür.

TIG ve MIG kaynak yöntemleri ile birleştirilen numunelerden elde edilen mikroyapı

fotoğrafları karşılaştırıldığında, MIG kaynağında TIG kaynağına nazaran daha dar

87

ITAB oluştuğu ve kaynak metali tane yapısının da çok daha küçük olduğunu

söyleyebiliriz.

6.3. Sertlik Sonuçları

6.3.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları

Çizelge 5.3’ de verilen kaynak parametrelerine uygun gerçekleştirilen birleştirmelere

ait ortalama sertlik sonuçları Çizelge 6.1’de ve sertlik grafikleri Şekil 6.1’ de

verilmektedir.

Çizelge 6.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları

Ortalama Sertlik Değerleri ( HV2 ) Malzeme Kaynak

Yöntemi

İlave

Tel

Koruyucu

Gaz Türü 1 2 3 4 5 6 7 8 9

AISI 430 MIG 316L Helyum 154 162 257 246 208 229 269 165 154

AISI 430 MIG 316L %75He-%25Ar

154 167 257 231 213 231 259 160 154

AISI 430 MIG 316L %50He-%50Ar

154 167 267 234 215 229 259 167 154

AISI 430 MIG 316L %25He-%75Ar

154 167 267 234 215 229 259 167 154

AISI 430 MIG 316L Argon 154 163 249 243 228 243 250 160 154

MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait Çizelge 6.1’ de sertlik sonuçları

incelendiğinde, en yüksek sertliğin ITAB’ da iri taneli bölgede olduğu en düşük

sertliğin ise ana metalde olduğu ve kaynak metali sertliğinin ise bu iki değer arasında

olduğu görülmektedir. Farklı gaz ve belirli oranlarda karışım gaz atmosferi altında

yapılan kaynaklarda en yüksek kaynak metali sertliğinin argon koruyucu gaz

atmosferi altında yapılan kaynakta, en düşük kaynak metali sertliğinin helyum

koruyucu gaz atmosferi altında yapılan kaynakta olduğu görülmüştür. Karışım gazlar

ile yapılan kaynaklarda ise, argon oranının artmasıyla kaynak metali sertliğinin

arttığı gözlenmiştir.

1 2 3 74 65 8 9

88

(a) (b)

(c) (d)

(e) (f)

Şekil 6.1. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri. a- %99,99

He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi

Şekil 6.1’de gösterilen grafikte sertlik sonuçları, ana malzemeden başlanılarak 1 mm.

aralıklarla ITAB, kaynak metali ve tekrar ana malzemeden alınan ortalama sertlik

değerlerine göre çizilmiştir. Grafikler genel olarak incelendiğinde en düşük sertliğin

ana malzemede en yüksek sertliğin ise ITAB’da iri taneli bölgede olduğu

görülmektedir. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

1 2 3 4 5 6 7 8 9

Mesafe (mm)

Sertl

ik (H

V2) %99,99 He

%75 He, %25 Ar%50 He, % 50 Ar%25He, %75Ar%99,99 Ar

89

incelendiğinde, en yüksek kaynak metali sertliğinin 228 HV2 ile argon koruyucu gaz

atmosferinde olduğu, en düşük kaynak metali sertliğinin 208 HV2 ile helyum

koruyucu gaz atmosferinde olduğu ve karışım gazlar ile yapılan kaynaklarda ise,

argon oranının artması ile kaynak metali sertliğinde artış olduğu görülmektedir.

6.3.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları

Çizelge 5.4’ de verilen kaynak parametrelerine uygun gerçekleştirilen birleştirmelere

ait ortalama sertlik sonuçları Çizelge 6.2’de ve sertlik grafikleri Şekil 6.2’ de

verilmektedir.

Çizelge 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait sertlik sonuçları

Ortalama Sertlik Değerleri ( HV2 ) Malzeme Kaynak

Yöntemi

İlave

Tel

Koruyucu

Gaz Türü 1 2 3 4 5 6 7 8 9

AISI 430 TIG ER308L Helyum 154 248 325 278 270 280 335 240 154

AISI 430 TIG ER308L %75He-%25Ar

154 240 316 265 258 265 319 235 154

AISI 430 TIG ER308L %50He-%50Ar

154 250 307 270 260 275 315 235 154

AISI 430 TIG ER308L %25He-%75Ar

154 230 301 270 260 265 290 235 154

AISI 430 TIG ER308L Argon 154 210 270 255 240 250 280 215 154

TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait Çizelge 6.2’ de sertlik sonuçları

incelendiğinde, en yüksek sertliğin ITAB’ da iri taneli bölgede olduğu en düşük

sertliğin ise ana metalde olduğu ve kaynak metali sertliğinin ise bu iki değer arasında

olduğu görülmektedir. Farklı gaz ve belirli oranlarda karışım gaz atmosferi altında

yapılan kaynaklarda en yüksek kaynak metali sertliğinin helyum koruyucu gaz

atmosferi altında yapılan kaynakta, en düşük kaynak metali sertliğinin argon

koruyucu gaz atmosferi altında yapılan kaynakta olduğu görülmektedir. Karışım

gazlar ile yapılan kaynaklarda ise, kaynak metali sertlik değerlerinin birbirine yakın

olduğu gözlenmiştir.

1 2 3 74 65 8 9

90

(a) (b)

(c) (d)

(e) (f)

Şekil 6.2. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri. a- %99,99

He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar, f- MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafiklerinin toplu gösterimi

Şekil 6.2’de gösterilen grafikte sertlik sonuçları, ana malzemeden başlanılarak 1 mm.

aralıklarla ITAB, kaynak metali ve tekrar ana malzemeden alınan ortalama sertlik

değerlerine göre çizilmiştir. Grafikler genel olarak incelendiğinde en düşük sertliğin

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sert

lik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

sertl

ik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

Sertl

ik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

-10 -5 0 5 10

mesafe (mm)

Sertl

ik (H

V2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

1 2 3 4 5 6 7 8 9

Mesafe (mm)

Sertlik

(HV2)

%99,99 He%75He, %25Ar%50He, %50Ar%25He, %75Ar%99,99 Ar

91

ana malzemede en yüksek sertliğin ise ITAB’ da iri taneli bölgede olduğu

görülmektedir. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait sertlik grafikleri

incelendiğinde, en yüksek kaynak metali sertliğinin 270 HV2 ile helyum koruyucu

gaz atmosferinde olduğu, en düşük kaynak metali sertliğinin 240 HV2 ile argon

koruyucu gaz atmosferinde olduğu ve karışım gazlar ile yapılan kaynaklarda ise,

kaynak metali sertliğinin 260 HV2 değerinde olduğu yani farklı karışım gaz

oranlarında sertlikte önemli bir değişiklik olmadığı görülmektedir.

6.3.3. Sertlik sonuçlarının tartışılması

MIG kaynak yöntemi kullanılarak elde edilen numunelerin kaynak bölgelerinde en

yüksek sertliğin ITAB’ da iri taneli bölgede olduğu ve en düşük sertliğin ise kaynak

metali merkezinde olduğu görülmektedir. MIG kaynağının kaynak bölgesinde en

yüksek sertliğin 228 HV2 değeri ile argon koruyucu gaz atmosferi ile yapılan

kaynakta, en düşük sertliğin ise 208 HV2 ile helyum koruyucu gaz atmosferi altında

yapılan kaynakta elde edilmiştir. Karışım gazlar ile yapılan kaynaklarda, argon

oranının artmasıyla beraber sertlikte az da olsa bir artışın olduğu görülmüştür.

TIG kaynak yönteminde kaynak bölgesinde en yüksek sertliğin ITAB’ da iri taneli

bölgede, en düşük sertliğin ise kaynak metali merkezinde olduğu görülmektedir. TIG

kaynağında en yüksek sertliğin 270 HV2 değeri ile helyum koruyucu gazı atmosferi

ile yapılan kaynakta olduğu, en düşük sertliğin ise 240 HV2 ile argon koruyucu gaz

atmosferi ile yapılan kaynakta olduğu ve karışım gazlar ile yapılan kaynaklarda ise,

helyum oranının artmasıyla sertlikte az da olsa bir artış olduğu görülmektedir.

TIG kaynak yöntemi kullanılarak elde edilen kaynak metali sertlik değerlerinin MIG

kaynak yöntemine oranla daha yüksek olduğu görülmektedir. Bunun nedeni olarak,

TIG ve MIG kaynak yöntemlerinin ısı girdisi farklılığı ve TIG ve MIG kaynak

yöntemlerinde kullanılan ilave metallerin az da olsa farklı olmasından kaynaklandığı

düşünülmektedir. Ayrıca TIG kaynak yönteminde kullanılan ilave telin karbon

oranının fazla olmasının da bu sertlik değerlerinde etkili olduğu tahmin edilmektedir.

92

Bilindiği gibi, helyum gazı argon gazına oranla çok daha yüksek ısıl iletkenliğe

sahiptir ve ark enerjisi çok daha homojen olarak ark plazması oluşturur. Argon gazı

plazması ise, merkezde çok yüksek, dış konisinde ise daha az enerjiye sahiptir. Bu

durum helyum koruyucu gazı atmosferinde daha geniş bir kaynak metali

oluştururken, argon koruyucu gazı atmosferinde ise, şarap kadehi şeklinde bir kaynak

metali oluşmaktadır. MIG kaynak yönteminde, bahsedilen bu durumlar açıkça

görülürken, TIG kaynağında ise çok fazla belirli olmamıştır. Bunun nedeni ise TIG

ve MIG kaynak yöntemlerindeki ısı girdisi farklılığı olarak düşünülmektedir. Kaynak

metali ve ITAB sertliğinin yüksek olması, birleştirmelerin tokluk değerlerini

düşürdüğü ve gevrekliğe neden olduğu için istenmeyen bir olaydır. Bu durum çentik-

darbe deney sonuçları ile de desteklenmektedir.

6.4. Çekme Deney Sonuçları

AISI 430 malzemesinin 3 numuneden alınan ortalama değer ile elde edilerek Şekil

6.3’ de verilen çekme deney sonuçları incelendiğinde, akma mukavemetinin 300,09

N/mm², çekme mukavemetinin 459,29 N/mm² ve uzama değerinin %13,43 olduğu

görülmektedir. Resim 6.14’ de kaynaksız numunenin çekme deneyinden sonraki

resmi görülmektedir.

Şekil 6.3. AISI 430 malzemesinin çekme deneyi grafiği

ANA MALZEME

Resim 6.14. Ana malzemede çekme deneyi sonrası oluşan kopma

Ç ekm

e G

erilm

esi (

N/ m

m )

Uzama ( % )

93

6.4.1. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları

MIG kaynağı ile farklı gaz oranlarında kaynaklanan 3 numuneden alınan ortalama

değer ile elde edilen çekme deney sonuç değerleri Çizelge 6.3’de sonuçlardan elde

edilen grafikler ise Şekil 6.4’ de verilmektedir. Çekme deneyi sonrası kopmalar ana

malzemede olmuştur(Resim 6.15).

Çizelge 6.3. MIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları

Malzeme Kaynak

Yöntemi

İlave

Tel

Koruyucu

Gaz Türü

Akma Muk.

(N/mm²)

Çekme Muk.

(N/mm²)

% Uzama

AISI 430 Kaynaksız - - 300,09 459,29 13,43

AISI 430 MIG 316L Helyum 294,77 452,04 14,77

AISI 430 MIG 316L %75He-%25Ar 301,27 454,16 13,81

AISI 430 MIG 316L %50He-%50Ar 290,78 449,81 14,36

AISI 430 MIG 316L %25He-%75Ar 303,34 455,15 14,06

AISI 430 MIG 316L Argon 303,61 461,10 13,94

MIG %99,99 He

MIG %75 He %25 Ar

MIG %50 He %50 Ar

MIG %25 He %75 Ar

MIG %99,99 Ar

Resim 6.15. MIG kaynağı çekme deneyi sonrası oluşan kopma

94

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Şekil 6.4. MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait çekme deneyi grafikleri. a-

%99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar

Çekme deneylerinde numunelerin hepsinde kopmalar ana malzemede meydana

gelmiştir. Çizelge 6.3 incelendiğinde; MIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait

çekme deney sonuçlarında en yüksek çekme mukavemetinin 461,10 N/mm² ile

argon koruyucu gaz atmosferinde en düşük çekme mukavemetinin ise, 449,81

N/mm² ile %50He-%50Ar koruyucu gaz atmosferinde olduğu görülmektedir.

Çe k

me

Ge r

il me s

i ( N

/ mm

)2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

i lmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çekm

e G

erilm

esi (

N/m

m )2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

95

6.4.2. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları

TIG kaynağı ile farklı gaz oranlarında kaynaklanan ve 3 numuneden alınan ortalama

değer ile elde edilen çekme deney sonuç değerleri Çizelge 6.4’desonuçlaredan elde

edilen grafikler ise Şekil 6.5’ de verilmektedir. Çekme deneyi sonrası kopmalar ana

malzemede olmuştur(Resim 6.16).

Çizelge 6.4. TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait çekme deney sonuçları

Malzeme Kaynak

Yöntemi

İlave

Tel

Koruyucu

Gaz Türü

Akma Muk.

(N/mm²)

Çekme Muk.

(N/mm²)

% Uzama

AISI 430 Kaynaksız - - 300,09 459,29 13,43

AISI 430 TIG ER308L Helyum 301,14 458,97 12,28

AISI 430 TIG ER308L %75He-%25Ar 300,34 458,07 13,03

AISI 430 TIG ER308L %50He-%50Ar 286,37 455,47 13,90

AISI 430 TIG ER308L %25He-%75Ar 284,72 457,92 12,89

AISI 430 TIG ER308L Argon 293,02 457,54 12,56

TIG %99,99 He

TIG %75 He %25 Ar

TIG %50 He %50 Ar

TIG %25 He %75 Ar

TIG %99,99Ar

Resim 6.16. TIG kaynağı çekme deneyi sonrası oluşan kopma

96

Çekme deneylerinde numunelerin hepsinde kopmalar ana malzemede meydana

gelmiştir. Çizelge 6.4 incelendiğinde; TIG kaynağı ile kaynatılan numunelere ait

çekme deney sonuçlarında en yüksek çekme mukavemetinin 458,97 N/mm² ile

helyum koruyucu gaz atmosferinde en düşük çekme mukavemetinin ise, 455,47

N/mm² ile %50He-%50Ar koruyucu gaz atmosferinde olduğu görülmektedir. Ayrıca

helyum gazına ilave edilen sıra ile %25 ve %50 argon koruyucu gaz atmosferi altında

yapılan kaynakta çekme mukavemetinin düştüğü, %75 argon ve saf argon koruyucu

gaz atmosferi altında yapılan kaynakta ise çekme mukavemetinin tekrar arttığı

gözlenmiştir.

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Şekil 6.5. TIG kaynağı ile kaynatılan malzemelere ait çekme deneyi grafikleri. a-

%99,99 He, b- %75He, %25Ar, c- %50He, %50Ar, d- %25He, %75Ar, e- %99,99 Ar

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çek

me

Ger

ilmes

i ( N

/mm

)2

Uzama ( % )

Çekm

e G

erilm

esi (

N/m

m )2

Uzama ( % )

97

6.4.3. Çekme deney sonuçlarının tartışılması

Çekme deney sonuçları incelendiğinde kopmanın bütün malzemelerde ana

malzemeden olduğu, kaynaklı bölgeden kopmanın olmadığı tespit edilmiştir. Bu da

kaynaklı numunenin çekme dayanımının ana malzemenin çekme dayanımından

yüksek olduğunu göstermektedir. MIG ve TIG kaynak yöntemi ile farklı gaz ve gaz

karışımları atmosferinde yapılan kaynaklardan alınan çekme deney sonuçları

incelendiğinde, en yüksek çekme değerinin 461,10 N/mm² ile argon atmosferinde

yapılan MIG kaynağında olduğu görülmektedir. En düşük çekme değerinin ise

449,81 N/mm² ile %50 He-%50 Ar koruyucu gaz atmosferinde yapılan MIG

kaynağında olduğu görülmektedir. TIG kaynak yöntemlerinde ise, numunelerin

çekme değerleri birbirlerine ve kaynaksız malzemenin çekme değerine yakındır.

Ancak, TIG kaynak yönteminde de çekme deneyleri sonucunda en düşük değer

455,47 N/mm² ile %50 He - %50 Ar koruyucu gaz atmosferinde yapılan kaynakta

olduğu görülmektedir. Buradan da %50 He - %50 Ar koruyucu gaz atmosferinin her

iki kaynak yöntemi içinde pek uygun olmadığı düşünülmektedir. Her iki kaynak

yönteminde bütün parametreler sabit iken sadece koruyucu gaz türünün

değiştirilmesi bu sonucu doğrulamaktadır.

6.5. Çentik Darbe Deney Sonuçları

Çizelge 6.12 MIG ve TIG kaynağı ile farklı gaz ve gaz karışımları kullanılarak

kaynatılan malzemeye ait çentik-darbe deneyi sonuçları incelendiğinde, MIG ve TIG

kaynak yöntemi ile kaynatılan malzemelerin hepsinin çentik-darbe dayanımının ana

malzemeye oranla düşük olduğu görülmektedir. Ayrıca TIG kaynak yöntemi ile

kaynatılan malzemelerin çentik-darbe dayanımının MIG kaynak yöntemi ile

kaynatılan malzemelerin çentik-darbe dayanımına göre düşük olduğu görülmektedir.

Bunun nedeni ise, sertlik sonuçlarına bakıldığında TIG kaynak yöntemi ile yapılan

kaynakların kaynak metali sertliğinin MIG kaynak yöntemi ile kaynaklanan

malzemelere oranla yüksek olmasıdır.

98

Çizelge 6.5. Çentik-darbe deneyi sonuçları.

Malzeme Kaynak

Yöntemi

İlave

Tel

Koruyucu

Gaz Türü

Darbe Dayanımı

(Joule)

AISI 430 Kaynaksız - - 33

AISI 430 MIG 316L Helyum 22

AISI 430 MIG 316L %75He-%25Ar 20

AISI 430 MIG 316L %50He-%50Ar 21

AISI 430 MIG 316L %25He-%75Ar 20

AISI 430 MIG 316L Argon 23

AISI 430 TIG ER308L Helyum 15

AISI 430 TIG ER308L %75He-%25Ar 16

AISI 430 TIG ER308L %50He-%50Ar 15

AISI 430 TIG ER308L %25He-%75Ar 14

AISI 430 TIG ER308L Argon 15

6.5.1. Çentik-darbe deney sonuçlarının tartışılması

Yapılan çentik-darbe deneylerinde, kaynaklı bölgelerdeki çentik-darbe değerlerinin

ana malzemeden daha düşük olduğu görülmektedir. Çentik-darbe deney sonuçları

sertlik sonuçları ile kıyaslandığında sertliğin yüksek olduğu kaynaklı bölgelerin

kırılganlığının daha yüksek olduğu buna karşın ana malzemenin kaynak bölgelerine

oranla daha tok olduğu ve darbe enerjisini absorbe ettiği düşünülmektedir.

Deneysel çalışmalardan elde edilen Çentik-darbe deney sonuçlarına bakıldığında

MIG kaynak yönteminin TIG kaynak yöntemine göre darbe dayanımı yükselttiği

görülmektedir. TIG ve MIG kaynağında çentik-darbe sonuçlarındaki bu farklılık

sertlik deney sonuçları ile desteklenmektedir. TIG kaynak yöntemi ile elde edilen

kaynak metali sertlik değerleri MIG kaynak yöntemine nazaran daha yüksek

olduğundan, darbe dayanımı değerleri düşük olarak tespit edilmiştir.

99

7. SONUÇ VE ÖNERİLER

Yapılan deneysel çalışmalar sonunda elde edilen genel sonuçlar ve öneriler aşağıda

verilmiştir.

1) MIG ve TIG kaynak yöntemlerinde, kullanılan Ar, He ve belirli oranlardaki Ar-He

karışım gazlarının ITAB genişliğine ve kaynak metali tane yapısına etkili olduğu,

helyum içerisindeki argon oranı arttıkça ITAB genişliğini ve kaynak metali tane

boyutunu arttırdığı,

2) MIG kaynak yönteminde, TIG kaynak yöntemine nazaran kaynak metali

sertliğinin daha düşük olduğu, bunun nedeni ise, MIG ve TIG kaynak

yöntemlerinde ısı girdilerinin farklı olduğu,

3) Kaynak metali sertliğinin yüksek olması, çekme testi sırasında kaynaklı bölgenin

deformasyona uğramasını engellediği bundan dolayı kopmaların ana metalde

gerçekleştiği,

4) Yapılan deneysel çalışmalar neticesinde, ferritik paslanmaz çelik (AISI 430)

malzemesinin farklı gaz ve gaz karışımları koruyucu atmosferi altında MIG ve

TIG kaynak yöntemleri ile kaynatılmasında en iyi sonucun argon koruyucu gaz

atmosferi altında yapılan MIG kaynak yönteminden elde edildiği görülmüştür.

5) AISI 430 malzemesi hem farklı kaynak yöntemleri ile hem de farklı kaynak telleri

ile kaynatılarak sonuçları incelenebilir.

6) Farklı kalınlıktaki malzemeler kaynak edilerek sonuçlar incelenebilir.

7) Diğer paslanmaz çelik türleri farklı gaz ve karışım gazlar atmosferinde MIG ve

TIG kaynak yöntemleri ile birleştirilerek sonuçlar irdelenebilir. Örnek olarak;

MIG kaynağında %2 O2 + Ar karışım gazı önerilebilir.

100

KAYNAKLAR

1. Temeltaş, O., “Ostenitik ve ferritik paslanmaz çeliklerde biçimlendirme haritaları”, Yüksek Lisans Tezi, Marmara Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü İstanbul,1(1998).

2. Teknik Metal Endüstri Malzemeleri Tic. ve San. A.S., “Paslanmaz çelikler” ,

Adana, 1-20(2002). 3. Aldemir, Ü., “Paslanmaz çeliklerin, Türkiye’de tercihli uygulama alanlarına göre

optimum kullanım önerilerinin hazırlanması”, Yüksek Lisans Tezi, Uludağ Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Bursa, 1, 3, 4, 9, 48, 49, 90, 91,104(2000).

4. Anık, S., Tülbentçi, K., “Çelikler için kaynak metalurjisi”, İskender Matbaası,

İstanbul, 1-50(1966). 5. Odabaş, C., “Paslanmaz çelikler, temel özellikleri, kullanım alanları, kaynak

yöntemleri”, Askaynak Yayını, İstanbul, 4-20(2004). 6. Aydın, T., “Paslanmaz çeliklerin MIG kaynağında kullanılan gazlar ve etkileri”,

Yüksek Lisans Tezi, İstanbul Teknik Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, İstanbul,1, 5-7, 16-18, 20-22, 24-38, 40-56, 82-86(2002).

7. Lıao, M.T., Chen, P.Y., “The effect of shielding-gas compositions on the

microstructure and mechanical properties of stainless steel weldments”, Materials Chemistry and Physics, 55(1998).

8. Oğuz, B., “Karbonlu ve alaşımlı çeliklerin kaynağı”, Oerlikon Yayını, İstanbul,

1,7(1985). 9. Odabaş, C., “Paslanmaz çelikler”, Askaynak Yayını, İstanbul,1, 13, 14, 62(2004).

10. Mansuroğlu, Y., “Alaşım elementlerinin çeliğe etkisi”, Xengineer Yayını, İstanbul, 1(2001).

11. Türkyılmazoğlu, A., “Dubleks, martenzitik ve ferritik paslanmaz çeliklerin

kaynağı”, Yüksek Lisans Tezi, Sakarya Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Sakarya, 7(2006).

12. Kaçar, R.,“Paslanmaz çeliklerin ülke ekonomisindeki yeri”, ZKÜ. Karabük Tek.

Eğt. Fak. Metal Eğitimi Bölümü Sunumu, Zonguldak, 5, 6(2003). 13. Kaluç, E., “Paslanmaz çeliklerin kaynağı”, TMMOB Makina Mühendisleri

OdasıYayını, Bursa, 1-10(2003).

101

14.Yılmaz, R., Barlas, Z., “Paslanmaz çeliklerin gazaltı kaynak yöntemi ile birleştirilmesinde koruyucu gaz kompozisyonunun mikroyapı ve mekanik özelliklere etkisi”, Mühendislik Bilimleri Dergisi, 11: 392(2005).

15. Lıppold, J.C., Koteckı, D.J., “Welding metallurgy and weldability of stainless

Steels”, Wıley-Interscience, America, 4(2005). 16. Weidmann, E., Guesnier, A., Taylor, B., “Metalographic preparation of stainless

steel”, Struers Application Notes, Denmark, 2(2005). 17. Çakan, A., “AISI 304 paslanmaz çeliğin mikroyapı ve aşınma davranışlarının

incelenmesi”, Yüksek Lisans Tezi, Mustafa Kemal Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Antakya, 5, 6(2000).

18. Kaluç, E., “Paslanmaz çelikler ve kaynak edilebilirliği”, Kaynak Teknolojisi

Araştırma Eğitim ve Uygulama Merkezi (KATAEM) Yayını, Ankara, 3-7(2006).

19. Tekin, A., “Çeliklerin metalurjik dizaynı”, İstanbul Teknik Üniversitesi

Metalurji Fak., İstanbul, 215-225(1981). 20. Şahin, Ş., “Paslanmaz çeliklerin kaynak kabiliyeti”, Yüksek Lisans Tezi, Selçuk

Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Konya, 72, 73, 77, 83-85, 87(1990). 21. Önal, E., “Paslanmaz çeliklerin kaynağında Schaeffler, Delong ve WRC-92

diyagramlarının incelenmesi”, Yüksek Lisans Tezi, Kocaeli Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Kocaeli, 30(1997).

22. Dolutaş, H., Cavcar, M.,“Dubleks paslanmaz çeliklerin kaynağı”, Oerlikon

Yayını, İstanbul, 3(2001). 23. Gürcan, M., “TIG kaynagı”, Segem, Ankara, 1-10(1987). 24. Kaluç, E., “Gazaltı kaynak yöntemleri”, B.O.S. Birleşik Oksijen Sanayii A.Ş.

Yayını, Kocaeli, 1-8(2002). 25. Anık, S., “Kaynak teknolojisi el kitabı”, Gedik Holding Yayını, İstanbul, 4, 87

(1983). 26. Kaluç, E., Taban, E., “Alüminyum ve alüminyum alaşımlarının TIG kaynağı”,

Bileşim A.Ş. Yayını, İstanbul, 1-4(2006). 27. Cunat, P.J., “Paslanmaz çeliklerin kaynağı, 3”, Dr. Caner Batıgün, Euro Inox,

Lüksemburg, 3, 4(2007). 28. Oğuz, B., “Ark kaynağı”, Oerlikon Yayını, İstanbul, 1-7(1989).

102

29. Ural, M., Kaluç, E., “Paslanmaz çeliklerin TIG yöntemi ile kaynağı”, Metal Makine Yayını, 12-20(1996).

30. Eryürek, İ. B., “Gazaltı kaynağı”, Askaynak Yayını, İstanbul, 1-15(2003). 31. Stenke, V., “Kaynak bilimi”, Oerlikon Yayını, İstanbul, 3-17(1988). 32. Okan, A.N., “Gazaltı kaynak yönteminde kullanılan koruyucu gazlar”, Birleşik

Oksijen Sanayi A.Ş. Yayını, İstanbul, 1(1989). 33. Howard, E.B., William, J.C., Paul, M.U., “Metals handbook”, ASM Handbook

Commıtee, America, 7:145(1972). 34. Lippold, J. C., Kotecki, D. J., “Welding metallurgy and weldability of stainless

steels”, Wiley-Interscience, America, 87-141(2005).

103

ÖZGEÇMİŞ

Kişisel Bilgiler

Soyadı, adı : YUMUŞAK, Derviş Mehmet

Uyruğu : T.C.

Doğum tarihi ve yeri : 22.01.1983 Aksaray

Medeni hali : Bekar

Telefon : 0 (546) 691 45 97

e-mail : dmy_68@mynet.com

Eğitim

Derece Eğitim Birimi Mezuniyet tarihi

Lisans Marmara Üniv./ Metal Eğt. Böl. 2005

Lise Aksaray Endüstri Meslek Lisesi 2000

İş Deneyimi

Yıl Yer Görev

2005-2006 Özel Sektör Kalite Kontrol ve

Atelye Yönetimi

Yabancı Dil

İngilizce

Hobiler

Bilgisayar teknolojileri, Futbol, Basketbol, Müzik dinlemek, Seyahat etmek.