Katı Çözelti Sertleşmesinin Küresel Grafitli Dökme Demirin Dönel Eğmeli Yorulma Davranışına Etkisi

Abstract

Küresel grafitli dökme demirler yüksek çekme mukavemeti, yüksek aşınma direnci, yüksek süneklik, düşük ergime sıcaklığı, yüksek akışkanlık ve düşük maliyetle kolay üretilebilme gibi özelliklerinden dolayı birçok yapısal uygulamalarda; özellikle otomotiv sanayinde krank milleri, vites dişlileri, tekerlek poyrası, kam mili, ön aks taşıyıcısı, diferansiyel taşıyıcısı ve süspansiyon kolları gibi parçaların üretiminde yaygın olarak kullanılan bir malzeme türüdür. Küresel grafitli dökme demirler çeliğin mekanik özelliklerine ve dökme demirin üretim özelliklerine sahip bir malzeme türü olarak da bilinmektedir. Küresel grafitli dökme demirlerin mekanik özellikleri malzemenin mikroyapısı ile doğrudan ilişkilidir. Küresel grafitli dökme demirlerin mikroyapısı tamamen perlitik, ferritik/perlitik ya da tamamen ferritik olabilmektedir. Bu yapıyı belirleyen etkenlerin başında malzemenin kimyasal bileşimi ile soğuma hızı gelir. Yüksek soğuma hızı perlit oluşumuna katkı sağlamaktadır. Malzemenin yüzey bölgelerinde soğuma hızı yüksek, iç bölgelere doğru ise soğuma hızı azalır. Dolayısıyla malzemenin yüzeye yakın bölgelerinde perlit miktarı, iç bölgelerinde ise ferrit miktarı fazladır. Ferrit ile perlit yapılarının farklı özelliklere sahip olmalarından dolayı malzemenin yapısı her bölgesinde aynı olmamaktadır. Bu yüzden malzemenin mekanik özellikleri yüzeyden iç bölgelere doğru gidildikçe farklılık göstermektedir. Perlit yapısının ferrit fazına göre daha sert olması, malzemenin sertlik dağılımında farklılıklara neden olmaktadır. Bu durum malzemenin işlenmesinde bazı problemler meydana getirmektedir. En sık karşılaşılan problemler, talaşlı imalat sırasında kesici uç takım ömrünün kısalması ve zaman kaybına neden olmasıdır. Malzemenin tek fazlı yapıya sahip olması, her bölgesinde sertlik dağılımının birbirine yakın olmasını sağlar. Bu koşulu sağlayabilmek için günümüze kadar birçok çalışma yapılmıştır. Bu çalışmalardan öne çıkanı, katı çözelti sertleştirmesi uygulamasıdır. Bu işlem küresel grafitli dökme demire belirli miktarda alaşım elementi ilavesi ile gerçekleşmektedir. Yapılan çalışmalar sonucunda, alaşım elementi olarak silisyumun kullanılması uygun bulunmuştur. Küresel grafitli dökme demirin bileşimine silisyum ilavesi, mikroyapının tamamen ferritik olmasını sağlarken, aynı zamanda silisyum atomları yapı içerisinde demir atomlarının yerini alarak katı çözelti oluşturmaktadır. Bu sayede tek fazlı yapı elde edilmenin yanı sıra, katı çözelti sertleşmesi, perlitin mukavemet artırıcı görevine alternatif bir çözüm oluşturmaktadır. Bu şekilde üretilen yüksek silisyumlu ferritik mikroyapıya sahip küresel grafitli dökme demirler, ferritik/perlitik küresel grafitli dökme demirlerin yerine kullanılabilir hale gelmiştir. Yüksek silisyumlu ferritik küresel grafitli dökme demirler günümüzde otomotiv sanayinde piston, dişli kutusu, valf, tekerlek poyrası, süspansiyon kolu ve krank mili gibi parçaların üretiminde kullanılmaktadır. Otomotiv sanayinde kullanılan parçaların titreşimlere maruz kalması; dolayısıyla tekrarlı yüklere maruz kalması bu parçaların yorulma davranışlarının önemini artırmaktadır. Bu yüzden yüksek silisyumlu küresel grafitli dökme demirlerin sertlik, akma dayanımı, çekme dayanımı, süneklik ve tokluk gibi özelliklerinin yanı sıra yorulma davranışlarının da önemi büyüktür. Literatürde ferritik/perlitik küresel grafitli dökme demirlerin yorulma davranışlarıyla ilgili birçok çalışma mevcutken, yüksek silisyumlu küresel grafitli dökme demirlerin yorulma davranışlarıyla ilgili çalışmaların sayısı oldukça azdır. Bu çalışmada, EN-GJS-600-3 ile EN-GJS-600-10 kalite küresel grafitli dökme demirin uzun ömürlü yorulma davranışları incelenmiştir. Numuneler EN 1563 standardına uygun olacak şekilde üretilmiş olup, talaşlı imalat ile yorulma, çekme ve darbe testi numuneleri haline işlenmiştir. Mikroyapı incelemeleri optik mikroskop kullanılarak kantitatif yöntemle yapılmıştır. Numunelere çekme testi, oda sıcaklığında darbe testi ve sertlik testi uygulanmıştır. Uzun ömürlü yorulma deneyleri, dönel eğmeli yorulma cihazında, 50 Hz frekansta, dört noktalı yükleme sistemi kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Yorulma deneylerini takiben S-N ve P-S-N grafikleri çizilerek numunelerin yorulma dayanım sınırları belirlenmiştir. Ayrıca yorulma kırılması yüzeyleri stereo mikroskop, taramalı elektron mikroskopisi (SEM) ve elektron prob mikro analizi (EPMA) yöntemi ile incelenmiştir. Yapılan çalışmalar sonucunda, küresel grafitli dökme demirin bileşimine silisyum ilavesi, malzemenin çekme mukavemetini ve sertliğini azaltmıştır. Ancak, silisyum ilavesi malzemenin mikroyapısını tamamen ferritik yapmakla birlikte, akma mukavemetini, sünekliğini, tokluğunu ve yorulma oranını (yorulma dayanımı / çekme mukavemeti) artırmıştır. Yorulma dayanım sınırlarının (YDS) birbirlerine çok yakın değerlerde olduğu belirlenmiştir (296 ve 300 MPa). SEM ile yapılan kırılma yüzeyi analizleri sonucuna göre, her iki numunede de iki çeşit kırılma bölgesi görülmüştür. Bunlar; nihai kırılma bölgesi (intergranüler kırılma) ve yorulma çatlak ilerleme bölgesidir. Bu bölgelere ilaveten, çatlak ilerleme bölgesi ile nihai kırılma bölgesi arasındaki bölgede yoğunlaşan transgranüler kırılmalar (klivaj kırılma) tespit edilmiştir. EPMA ile yapılan incelemeler sonucuna göre, intergranüler ve transgranüler kırılma içeren bölgede C, Si, Mn ve Cr elementlerinin dağılımında herhangi bir segregasyona rastlanmamıştır.

Ductile cast iron has been used extensively in many structural applications especially in automotive industry due to its high tensile strength, good wear resistance, high ductility, low melting temperature and shrinkage, the highest fluidity and cost-effective way to produce. In automotive industry, ductile cast iron has been used in production of components such as crankshaft, camshaft, front axle carrier, differential carrier, transmission gears, wheel hub and suspension arms. In addition, ductile cast iron is known as a material that has mechanical properties as good as steels and has ease of manufacture of cast irons. Ductile cast iron is produced with adding magnesium or cerium to the chemical composition of liquid metal. Graphite precipitates in spherical form by the aid of rare earth elements like magnesium and cerium. Precipitation of spherical graphite does not require any heat treatment. Ductile irons are different from gray irons in graphite morphology. In addition to this, nodular graphite does not lead to discontinuity in matrix as much as lamellar graphite so, stress concentration at the edges of nodular graphite is lower than lamellar graphite. In this respect, ductile irons have higher toughness, elongation and strength than other cast irons. In addition to these advantages, heat treatment can be applied to ductile irons in order to provide further improvements in the mechanical properties. The mechanical properties of ductile cast irons are directly related to their microstructure. As-cast matrix microstructure of ductile cast irons may be entirely ferritic, entirely pearlitic or a combination of ferrite and pearlite with spheroidal graphite in the matrix. These microstructural properties are mainly affected by the chemical composition and the solidification–cooling rate related with the section size of the castings and alloying elements. Pearlitic matrix can be existed up to 50 mm thickness of component. This matrix is very hard and strength. There are two ways to obtain ferritic matrix: first one is adding 0,2% magnesium carbide alloy in chemical composition and second is annealing the material or cooling very slowly. In order to obtain bainitic matrix, quenching and tempering process are applied to material. Thus, high strength and hardness values can be achieved. Solidification of ferritic/pearlitic ductile cast irons starts with the precipitation of austenite in liquid phase. Matrix is austenite below the eutectic temperature and the first austenitic areas are transformed into ferrite, usually located around the graphite nodules below the eutectoid temperature. Carbon solubility of ferrite is much lower than austenite so, carbon atoms diffuse to the graphite nodules from the ferrite at a rapidly decreasing rate due to the increasing distance. Pearlite nucleates and grows rapidly because of the shorter diffusion distance between ferrite and cementite (Fe3C). Thus, the remaining matrix will be pearlitic. The result is “bulls eye” microstructure, where graphite nodules are surrounded by a ring of ferrite in a matrix of pearlite. Materials especially having thick section, show different cooling rate on surface and inner zone. Pearlite ratio is higher on the surface due to fast cooling rate while ferrite ratio is higher at internal region because of lower cooling rate. Ferrite and pearlite have different mechanical properties; especially in their hardness so, it results in variation of hardness range 30-40 HB for different locations on material. This high variation in Brinell hardness can lead incompatible mechanical properties on different sections of material. It also corresponds to a decrease by 50 % in machinability, decrease of cutting tool life due to increasing wear rate. Materials having single phase have similar hardness values in every region. There are lots of studies related to provide this condition so far. The apparent solution is solid solution strengthening. Solid solution strengthening is a process that includes addition of particular elements to the matrix to make alloy. These elements can be interstitial or substitutional solid solution form. For ductile cast irons, it was found that silicon is the most appropriate element for making solid solution. Ductile cast irons which consist of 2,8-4,5 % silicon range can be categorized by high silicon alloyed ductile cast irons. Higher than 4,5 % Si detrimentally influences the mechanical properties. Elongation at fracture drops sharply at silicon concentrations higher than 4,5 %. In addition, higher amount of silicon encourages formation of a fully ferritic matrix and makes solid solution via replacing the iron atoms in the lattice. Silicon, as the solute atoms replace the solvent atoms (iron atoms) in their lattice positions. This causes distortion of the lattice, thus dislocation motion becomes more difficult. This process causes an increase in the strength of the material. As a result, nowadays, the fully ferritic ductile cast irons with high silicon content became an attractive alternative to ferritic/pearlitic ductile cast irons. Numerous investigations have been carried out to determine influence of high silicon content on the mechanical behavior of ductile cast iron. Björkegren et al compared machinability and hardness of silicon alloyed ferritic and ferritic/pearlitic ductile irons. They reported 10 % lower machining cost and narrower hardness scatter in the component manufactured from the ferritic grade ductile iron. Larker investigated yield strengths and ductilities of solution strengthened ferritic and ferritic/pearlitic ductile irons having ultimate strengths about 500 MPa. They obtained remarkably higher ductility and yield strength from the ferritic ductile iron as compared to the ferritic/pearlitic ductile iron. Herfurth et al also examined mechanical properties of solution strengthened ferritic continuous cast material, hydraulic blocks. Their results also showed that in comparison with ferritic/pearlitic grade ductile cast iron with same tensile strength, the elongation at fracture is doubled and the hardness range is cut in half and machinability is improved. High silicon alloyed ferritic ductile irons are widely used in automotive industry in manufacturing of pistons, gear boxes, valves, wheel hub, suspension arms and crankshafts in cars and trucks due to their high ductility and good corrosion resistance and good castability and machinability, high absorption of the vibrations. Parts that are used in automotive industry are exposed to vibrations along with dynamic loading under service conditions. Dynamic loading can lead to failure of that material, even if the maximum stress acting is below the yield strength of material. This failure consists of crack initiation, crack propagation and final fracture. Under dynamic loading conditions crack usually initiates at the surface of the material and propagates towards into the material. After particular number of cycles, the crack length reaches the critic value that is related to fracture toughness of that material. Then, material suddenly failures when the crack reaches the critic length. Therefore, this case makes the fatigue behaviour of ductile cast irons significant. The crack shows different propagation characteristics in different matrices. There are several investigations about fatigue behaviour of conventional ductile irons containing 1,8-2,8 % silicon. However, to our knowledge, there is little information about fatigue strength of high silicon content ductile cast iron. In this study, fatigue behavior of EN-GJS-600-3 and EN-GJS-600-10 grade ductile cast iron was investigated. Samples were produced according to EN 1563 standard and machined for tensile, impact and fatigue tests. Microstructural characterization was made by quantitative metallography with using light microscope. Tensile tests, hardness tests and unnotch impact tests were applied to samples at room temperature. High cycle fatigue (HCF) tests were performed in a rotating bending fatigue tester operating at 50 Hz and using four point loading configuration. Following fatigue tests, S-N and P-S-N curves were plotted and endurance limit was determined. Fatigue fracture surfaces were examined by stereo microscope, scanning electron microscopy (SEM) and electron probe micro analysis (EPMA). Results of the experiments conducted in the scope of the present thesis revealed that higher amount of silicon causes a decrease in the tensile strength and hardness, while encouraging formation of a ferritic microstructure and providing higher toughness, ductility and yield strength with respect to the lower silicon content ductile iron. In addition, higher endurance ratio is achieved by the aid of higher amount of silicon. Endurance limit of the both samples were in the same range (296 and 300 MPa). According to SEM analysis, both samples exhibited similar characteristic of fatigue fracture. The regions of the fracture surfaces can be classified as final (intergranular) fracture and crack propagation. In the transition region between final (intergranular) fracture and crack propagation localized transgranular spots were detected.