LEE- Metalurji ve Malzeme Mühendisliği-Doktora
Bu koleksiyon için kalıcı URI
Gözat
Konu "Coatings" ile LEE- Metalurji ve Malzeme Mühendisliği-Doktora'a göz atma
Sayfa başına sonuç
Sıralama Seçenekleri
-
ÖgeKatodik ark fbb yöntemi kullanılarak çelik yüzeylerin alüminyumlanması( 2020) Çelikel, Tuğba ; Ürgen, Mustafa Kamil ; 625454 ; Metalurji Mühendisliği ; Metallurgical EngineeringFe-Al alaşımları, çeliğe göre hafif olmaları, yer kabuğunda en çok bulunan iki elementten oluşmaları, alüminyumun demir içerisindeki yüksek çözünürlüğü ve düzenli yapılar oluşturabilmeleri nedenleri ile çok ilgi çekmiş bir alaşım grubudur. Ayrıca yapılarında bulunan yüksek alüminyum içeriği, bu alaşımları özellikle kükürtlü gazlar içeren ortamda gerçekleşen yüksek sıcaklık oksidasyonuna karşı dirençli kılmaktadır. Ancak bu alaşımların söz konusu avantajları göz önüne alınarak yapılan geliştirme çalışmaları (1980'li yıllardan itibaren) ne yazık ki bu alaşımların yeterli sürünme direnci göstermemeleri, şekil alma kabiliyetlerinin iyi olmaması ve hidrojen gevrekliğine çok hassas olmaları nedenleri ile başarılı olamamış ve bu alaşımların kitlesel halde kullanımı yaygınlaşamamıştır. Hâlihazırda bu malzeme döküm yolu ile üretilmekte ve değişik yüksek sıcaklık uygulamalarında (kömür gazlaştırma sistemleri, ısıtma elemanları, sıcak gaz filtreleri, gibi ) alanlarda kullanılmaktadır. Kitlesel olarak üretimleri sınırlı olan bu alaşımların, değişik yöntemler kullanılarak çeliklerin üzerine kaplanması yaygın bir uygulamadır. Kaplama yöntemleri ise iki grup altında toplanabilir. Bunlar; difüzyon gerçekleşmeyen doğrudan kaplama ve difüzyon yoluyla yapılan kaplamalardır. Doğrudan kaplama yöntemleri, fiziksel buhar biriktirme, manyetik alanda sıçratma yöntemleridir. Bu yöntemlerin ortak yönü, belli bir bileşimde olan Fe-Al fazların taban malzeme üzerinde biriktirilmesidir. Difüzyon gerçekleşerek fazların oluşturulması aşamaları gerçekleşmediğinden elde edilen kaplamanın yüzeye adezyonu da nispeten düşük olmaktadır. Difüzyon yolu ile gerçekleştirilen kaplama yöntemleri ise giydirme, sıcak daldırma, paket sementasyonu, şlam (çamur) füzyonu, kimyasal buhar biriktirme ve katodik ark fiziksel buhar biriktirme temelli difüzyon yöntemleridir. Sıcak daldırma uygulama kolaylığı sebebiyle endüstride en yaygın kullanılan yöntemdir. Çamur füzyonu kaplama için bir hazne gerektirmediğinden büyük ve karmaşık parçaların kaplanmasına olanak sağlamaktadır. Paket sementasyonu ve kimyasal buhar biriktirme yöntemlerinin çalışma prensipleri benzerdir. Katodik ark metal iyon prosesi (KA-EMIT) bu tezin konusunu oluşturan bir fiziksel buhar biriktirme yöntemidir. Yöntemde oluşturulan iyonların taban malzeme yüzeyine doğru hızlandırılması amacıyla altlık malzemeye bir hızlandırma potansiyeli (bias, HızV) uygulanır. Altlığa uygulanan bu akım doğru akım veya darbeli akım gibi çeşitlerde olabilmektedir. Ancak bu çevrimler esnasında taban malzemenin sıcaklığı sürekli olamamaktadır. Bu sebeple taban malzemeye doğru akım (DC) yerine alternatif akım uygulanması yöntemi geliştirilmiş ve bu sayede alternatif akımın (AC) pozitif çevriminde tabanı sürekli olarak ısıtılırken negatif çevrimde kaplama gerçekleştirilmiştir. Hızlandırma potansiyeline uygulanan akımın büyüklüğü ilexxii malzemenin yüzey sıcaklığının kontrolü sağlanmaktadır. Öncel ve Ürgen, bu yöntemi katodik ark elektron metal iyonu prosesi (KA-EMİT) olarak adlandırmıştır [59,60]. Yöntemin en önemli avantajı, geri sıçratma etkisinin ortadan kaldırılarak istenilen kaplamaların yapılabilmesine olanak sağlamasıdır. Bu tez çalışmasında da KA-EMİT yöntemi kullanılarak Fe-Al fazların taban malzeme üzerinde difüzyon yoluyla oluşturulması amaçlanmıştır. Çalışmanın bu konuda yapılan diğer çalışmalardan farkı, bu yöntemin düşük karbonlu çelik (Fe)-Al sistemine ilk defa uygulanacak olmasının yanında geniş bir sıcaklık aralığında Fe ve Al arasındaki difüzyon süreçlerinin kontrollü olarak gerçekleştirme olanağını sağlamasıdır. Bu tez çalışmasında düşük sıcaklıklardan başlayarak yüksek sıcaklıklara kadar farklı sürelerde difüzyon işlemleri yapılarak katodik ark FBB yöntemi ile elde edilen fazların şeması çıkarılmıştır. Seçilen sıcaklıklar oluşturduğu fazlara bağlı olarak, düşük sıcaklıklarda uygulanan alüminyumlama işlemleri (600, 700, 800, 900⁰C) ve yüksek sıcaklıkta uygulanan alüminyumlama işlemleri (1000, 1100, 1200⁰C ) olarak iki başlıkta incelenmiştir. Elde edilen kaplamaların özellikleri XRD, SEM, EDS ve sertlik ölçümü ile karakterize edilmiştir. Kaplamada oluşan ikili faz bölgelerindeki fazları ayrıştırmak amacıyla FIB analizi kullanılmıştır. 900⁰C'ye kadar yapılan tüm düşük sıcaklık difüzyon (yayındırma) işlemleri 30 dk boyunca uygulanmış ve elde edilen kaplama yapısı esas olarak Fe2Al5 fazından oluşmuştur. Bu sıcaklıklarda oluşan yapıların üzerinde metalik alüminyuma da rastlanmaktadır, ancak işlem sıcaklığının artışı ile alüminyum katmanının kalınlığı azalmakta ve 1000⁰C sıcaklıkta oluşmamaktadır. Demir alüminit fazların oluşumunda difüzyon çiftinin fiziksel hali anahtar rol oynamaktadır. Difüzyon çifti her durumda katı olan IF çeliğinin yüzey sıcaklığına göre alüminyumun katı, sıvı ve gaz halde olmasına göre açıklanmıştır. Literatür çalışmaları incelendiğinde katı-katı ve katı-sıvı sistemlerinde ısınma ve sıcaklıkta tutma esnasında ilk olarak Fe2Al5 fazı oluşmaktayken, katı-gaz sisteminde demirce zengin fazlar elde edilmektedir. Katı-katı ve katı-sıvı sistemlerinde ısınma esnasında Fe2Al5 fazının oluşması parmaksı olarak çeliğin içerisine doğru büyümesi şeklindedir. Bu faz parmaksı şekilde oluşmaya devam ederken demir-alüminyum arayüzeyinde Fe2Al5 fazının tamamen oluşup birleştiği andan itibaren difüzyon sınırlanmaktadır. Soğuma esnasında alüminyum tabakası varlığında difüzyon yön değiştirir ve Fe2Al5 fazı alüminyuma doğru çözünerek FeAl3 oluşturur. Bu tez çalışmasında yapılan deneylerde, düşük sıcaklık numunelerinde difüzyon sınırlandığı için oluşan kaplamanın kalınlığı artırılamamıştır. Ancak arayüzey varlığında oluşması beklenen FeAl3 fazları bu tez çalışmasında 800⁰C ve 900⁰C sıcaklıklarında noktacıklar halinde yapının içerisine dağılmıştır. Elde edilen katmanların sertlik değerleri düşük sıcaklık numuneleri için karşılaştırıldığında Fe2Al5 fazı üzerinden ortalama 1280 HV sertlik değeri ölçülürken, yapıya dağılmış halde FeAl3 fazı içeren Fe2Al5 fazının sertliği ortalama 1050 HV olmuştur. Dağılmış halde bulunan FeAl3 fazının, daha sert olan Fe2Al5 fazının sertliğini düşürdüğü görülmektedir. 1000⁰C'de 30 dakika boyunca yapılan difüzyon işlemi sonrası difüzyon sistemi katı- gaz olmuştur. En üst katman olarak boşluklu FeAl+FeAl2 ikili faz bölgesi elde edilmiştir. Bu katmanın altında sırası ile kimyasal bileşim olarak Fe3Al, Fe3Al+α-Fe ve α-Fe fazlarına tekabül eden katmanlar gözlenmiştir. Toplam katman kalınlığı ortalama 15µm'dir. Katmanların kalınlığı ortalama birkaç μm mertebesindedir. Ancak süre 60 dakikaya çıkarıldığında en üstte oluşan kalın (30 μm) birxxiii Fe2Al5+FeAl3 katmanın altında α-Fe yapısı gözlenmiştir. Süre 90 dakikaya çıkarıldığında ise 45 μm kalınlığında Fe2Al5+FeAl3'den oluşan üst katmanın altında Fe3Al+α-Fe ve α-Fe katmanları oluşmuştur. Toplam kalınlıkta artış olmuş ve bununla beraber Fe3Al+α-Fe katmanı görülebilir olmuştur. Difüzyon sıcaklığı 1100⁰C'ye çıkarıldığında yapıda 30 dakikada birkaç μm kalınlığında FeAl fazını takiben Fe3Al, Fe3Al+α-Fe ve α-Fe katmanları oluşmuştur. Toplamda 1000/60 numunesi ile benzer kalınlıkta (40-45 µm) kaplama elde edilmiş ancak, farklı olarak Fe2Al5 yapıda yer almamıştır. Süre 60 dakikaya çıkarıldığında toplam kalınlık ~80 µm olmuş, fazlar sırasıyla FeAl, FeAl+Fe3Al, Fe3Al+ α-Fe, α-Fe olmuştur. FeAl fazının kalınlığı artarken FeAl+Fe3Al ikili faz bölgesi de kalın bir katman oluşturmuştur. 90 dakika tutma süresinde ise yapıda kalınlığı 55 µm'yi bulan Fe2Al5+ FeAl3 fazı oluşmuştur. Ardından sırasıyla Fe3Al+α-Fe, α-Fe oluşmuştur. 1200⁰C sıcaklık Fe2Al5 ergime sıcaklığı üzerindedir. Yapılan deneylerde FeAl+FeAl2 faz bölgeleri ve FeAl fazı elde edilmiştir. Bu nedenle, 1200⁰C sıcaklık demirce zengin FeAl ve Fe3Al fazlarının oluşturulabilmesini daha mümkün kılmıştır. 30 dakika boyunca yapılan deneylerde toplamda 65 µm derinliğinde sırasıyla FeAl2+FeAl, FeAl, FeAl+Fe3Al, Fe3Al+α-Fe, α-Fe fazları oluşmuştur. Alüminyumlama süresi 60 dakikaya çıkarıldığında toplam 100 µm derinliğinde olan kaplamanın en üstünde yer alan FeAl2+FeAl tabakasının kalınlığı birkaç mikrometre artarken altındaki FeAl tabakası kaybolmuş ve FeAl+Fe3Al tabakasının kalınlığı artmıştır. Sırasıyla yer alan diğer fazlar Fe3Al+α-Fe, α-Fe olmuştur. 90 dakika boyunca yapılan deneyde ise en üstteki tabaka çok ince bir FeAl tabakası olmuştur. Toplamda elde edilen kaplama kalınlığı 150 µm olmuştur. FeAl tabakasının altında FeAl+Fe3Al tabakası yer almış, altındaki Fe3Al+α-Fe bölgesinin genişlediği görülmüştür. Dağlama yapılarak incelenen numunelerde kimyasal kompozisyon olarak bakıldığında tek fazlı olması gereken bölgelerde yapıda çift fazlı bölgeler oluşmuştur. Faz diyagramına göre, soğuma sırasında FeAl fazından dönüşerek oluşan Fe3Al fazına dönüşüm yavaş olduğu için yapıda FeAl kalmaktadır. Yapıda oluşan Fe3Al fazı ise düzenli olarak elde edilememiştir. Bu sebeplerle Fe3Al fazını hem ayrıştırarak kararlı hale getirmek hem de düzenli yapıya dönüştürmek amacıyla ısıl işlem uygulanmıştır. Isıl işlem Fe3Al dönüşümüne uygun olarak 500⁰C sıcaklık ve 15 saat sürede yapılmıştır. Isıl işlem sonrası yapının düzenli hale getirildiği ve homojen olarak elde edilebildiği XRD deseni ve dağlama sonrası SEM görüntüleri ile belirlenmiştir. Elde edilen fazlar neticesinde oluşum mekanizması değerlendirildiğinde, alüminyumun fiziksel halinin difüzyon ve oluşan fazlar üzerinde önemli etkisi olduğu görülmüştür. Demir katı haldeyken alüminyum katı veya sıvı halde olduğunda demirin alüminyuma doğru difüzyonu yüksek olmakta bu sebeple alüminyumca zengin fazlar oluşmaktadır. Alüminyum gaz olduğunda ise demire difüzyonu kolaylaştığından difüzyon yönü değişerek demire doğru difüzyon gerçekleşir. Bu sayede demirce zengin fazların oluşumu mümkün olabilmektedir. Vakum ortamda yüzeye gelen alüminyum 600⁰C sıcaklıkta katı olmuş 700,800 ve 900⁰C sıcaklıklarında sıvı olmuştur. Deney koşullarında 10-4 Torr basınç ile 1000⁰C seviyelerinde alüminyum gaz haldedir. Bu sebeple 1000, 1100 ve 1200⁰C sıcaklıklarda katı-gaz difüzyonu gerçekleşmiştir.
-
ÖgeSurface modification of stellite hardfacings by post surface melting processes(Lisansüstü Eğitim Enstitüsü, 2021) Alhattab, Ali Abdul Munim Ali ; Arısoy, Cevat Fahir ; 675454 ; Metalurji ve Malzeme MühendisliğiWear, the process of material removal from the surface by means of mechanical, thermal, or chemical action, causes a complete failure of various components in different industries. A key method of reducing the wear loss in lubrication starved applications is the use of materials with enhanced surface properties. This can be obtained by either selection of an appropriate bulk material, which is economically infeasible, or application of a suitable surfacing treatment to the surfaces subjected to wear conditions. In this respect, depositing of hardfacing material has come as a promising technical solution to obtain improved surface properties and protect different metallic substrates against wear attack with no chang in the properties of the bulk material. Owing to their poor machinability, these alloys are generally employed in the form of coating by using the conventional welding processes. Stellite hardfacing is a group of cobalt-based alloys designed as protective coatings on components subjected to harsh service conditions at elevated temperatures. With specific carbon content and carbide promoters like Cr, W and Mo, Stellite hardfacings exhibit microstructures composed of high fraction of hard carbides such as Cr-rich eutectic carbides (in the form of M7C3 and M23C6) and W/Mo-containing complex carbides (in the form of M6C) dispersed in a solid solution strengthened Co-matrix. Although they exhibited superior tribological properties at room temperature (RT), higher ambient temperatures and/or heavy loads are still serious problems affecting the lifetime of Stellite coatings. Therefore, intensive researching efforts have been devoted to overcoming these shortcomings. One well-investigated approach to improve the properties of these materials is alloying of Stellite hardfacings with carbide promoters like Mo during the depositing process which enhance the surface properties by the virtue of enriching the microstructure with excessive amounts of complex carbides. Even though modifying the chemical composition of Stellite alloys can enhance the hardness and wear resistance via mainly increasing the carbides fraction but it is not always feasible especially with higher alloying rate. Therefore, application of a post surface melting treatment by high-energy beams (i.e. electron beam and laser beam) has been envisaged as an alternative strategy for further improving the surface properties of deposted hardfacings as it can modify the microstructure of the melted zone due to associated rapid cooling characteristics. By alloying with 10% Mo, alone or in combination with a post surface melting treatment; namely electron beam surface melting (EBSM) and laser surface melting (LSM), this dissertation work has been created, aiming to extend the understanding of the positive effects of Mo alloying and post EBSM/LSM treatments on both microstructure and dry sliding wear characteristics of Stellite hardfacings. Since the mechanical related surface propertiessurface, hardness and wear resistance, of the Stellite hardfacings are mainly chemical composition dependent, two commercial Stellite alloys were selected in this work, having different contents of alloying elements; Stellite 12 (30 wt.% Cr, 8.5 wt.% W and 1.45 wt.% C) and Stellite 6 (28.5 wt.% Cr, 4.6 wt.% W and 1.2 wt.% C). The plasma transferred arc (PTA) technique was selected to lay down a single layer of the coating material on AISI 4140 steel substrate. The high deposition rate along with the characteristic low heat input, excellent arc stability and the high flexibility in achieving the desired composition of the material to be deposited were the reasons for choosing the PTA depositing process. The surfaces of PTA deposited hardfacings were then exposed to a single pass of an electron/laser beam for surface melting. The microstructural features of the unalloyed and Mo-alloyed PTA Stellite 6 hardfacings and their EBSM'ed/LSM'ed versions were examined by X-ray diffractometer (XRD) and scanning electron microscope (SEM) in secondary electron (SE) mode as well as Energy dispersive X-ray spectrometer EDX equipped SEM in back scattered electron BSE mode. For sliding wear tests, two configurations were conducted; ball-on-flat (reciprocating) and ball-on-disc. The wear loss and wear mechanism were evaluated by scanning the wear tracks (WT) with a 2D contact type profilometer and SEM, respectively. In the first phase, a Stellite 12 hardfacing alloy deposited by PTA technique and subjected to a post treatment of EBSM. The microstructure and RT dry sliding wear resistance of EBSM'ed Stellite 12 hardfacing have been evaluated and compared with those of PTA Stellite 12 hardfacing. The microscopic examinations showed an extensive refinement in the microstructure of the EBSM'ed Stellite 12 hardfacing, resulting in about 15% increment in surface hardness as compared to PTA state. In spite of the increase in its surface hardness, EBSM'ed Stellite 12 hardfacing showed lower wear resistance (in about 50 %) as compared with PTA version. According to the SEM examinations of the worn surfaces, the detoriorated wear resistance of EBSM'ed Stellite 12 hardfacing has been associated with the extensive refinement of the carbides which made their removal from the matrix much easier during the sliding contact. In the second phase, a post treatment of EBSM has been applied to PTA deposited Stellite 6 hardfacing and its 10 wt.% Mo-alloyed version. With reference to the PTA Stellite 6 hardfacing, the microstructural changes and RT sliding wear properties of PTA Mo-alloyed Stellite 6, EBSM'ed Stellite 6 and EBSM'ed Mo-alloyed Stellite 6 hardfacings were evaluated and compared. While Mo addition improved the hardness and wear resistance of PTA Stellite 6 hardfacing due to the formation of high fraction of carbides, its combination with the post treatment of EBSM in one approach further increased the hardness and wear resistance by encouraging hypereutectic solidification, forming a 3D network of carbides surrounding the refiened Co-matrix. However, application of EBSM on Stellite 6 hardfacing resulted in a considerable decrease in wear resistance as compared to the PTA Stellite 6 hardfacing, which can be attributed to easier removal of the finer carbides from the Co-matrix. In the final phase, a post treatment of LSM was employed on Stellite 6 and 10 wt.% Mo-alloyed Stellite 6 hardfacings deposited by PTA process. Microstructures and sliding wear performance at RT and high temperature (HT) of LSM'ed unalloyed and Mo-alloyed Stellite 6 hardfacings were evaluated and compared with those of commercial PTA Stellite 6 hardfacing. The LSM process refined the microstructures of both hardfacings, while favoring a network-like complex carbide dominated microstructure in the Mo-alloyed version. With reference to the PTA Stellite 6 hardfacing, LSM process led to an increment in surface hardness albeit a subsequent reduction of wear loss at RT, where abrasive wear mechanism was dominant. At 500 °C, oxidative wear contributed to the progress of wear by favoring CoO and Co3O4 type tribo-oxides on the contact surfaces of the PTA and LSM'ed hardfacings, respectively. However, Co3O4 type tribo-oxides exhibited poor mechanical stability, than CoO, which led to easier removal from the contact surface and aggravated the wear loss by abrasive wear mechanism. In this respect, LSM'ed hardfacings exhibited higher wear loss than PTA Stellite 6 hardfacing at 500 °C, while the opposite was witnessed in wear tests conducted at RT. In brief, the results of microstructural examinations showed that PTA deposited Stellite 6 and Stellite 12 hardfacings consisted of three phases; Co-matrix, Cr-rich and W-rich carbides. Upon 10 wt.% Mo addition into PTA deposited Stellite 6 hardfacing, a considerable increament in the volume fraction and size of complex carbides is resulted, leading to enhanced surface hardness and wear resistance. The application of post surface treatment led to a severe microstructural refinement favouring a three-phase microstructures for unalloyed Stellite versions, like PTA deposits, while two-phase microstructure (cellular Co-matrix and complex carbides in network morphology) for the Mo-alloyed version. Regarding the post EBSM treatment, its application solely on PTA deposited unalloyed Stelllite 12 and Stellite 6 hardfacings enhanced the surface hardness while aggravated the wear loss due to the easier removal of the refined carbides from the matrix. Contrarily, minimum wear loss was obtained from Mo-alloyed EBSM'ed Stellite 6 hardfacings where the network-like complex carbides assisted in hindering the plastic deformation of the Co-matrix. This indicates that the size, volume fraction and morphology of the carbides become particularly important when wear resistance is governed by the surface hardness. The LSM process showed contradictory results for Stellite 6 hardfacings in terms of RT and HT wear resistance. With reference to the PTA Stellite 6 hardfacing, LSM process led to an increment in surface hardness albeit a subsequent reduction of wear loss at RT, where abrasive wear mechanism was dominant. At HT (500 °C), oxidative wear contributed to the progress of wear by favoring tribo-oxides on the contact surfaces of the PTA and LSM'ed hardfacings. While the tribo-oxides formed on the contact surface of LSM'ed specimens were nonprotective and thier subsequent removal accelerated the wear loss of the thermally softened matrix by abrasive wear mechanism, those formed on the contact surfaces of PTA deposited hardfacing were found to be thicker and adherent; thus provided better protection againt wear.