LEE- Malzeme Mühendisliği-Yüksek Lisans
Bu koleksiyon için kalıcı URI
Gözat
Son Başvurular
1 - 5 / 37
-
ÖgeYarı ergimiş tuz yöntemi ile kromit konsantresinden sodyum kromat üretimi(Lisansüstü Eğitim Enstitüsü, 2023)Kromit cevheri; metal sektörü, refrakter endüstrisi ve krom bileşikleri üretimine krom elementi sağlayan en önemli cevherlerden biridir. Doğada kübik spinal bir yapıda bulunan kromit cevheri içinde bulundurduğu oksit türü ve miktarına bağlı olarak 1500-1900 °C aralığında bir ergime noktasına sahiptir. Kromit minerali krom oksit yanında yüksek miktarda demir oksit ve görece daha düşük miktarda alüminyum silisyum ve magnezyum gibi elementlerin de oksitlerini barındıran bir katı çözelti olarak tanımlanabilir. Kromlu alaşımların ve bileşiklerin cevherlerinden üretiminde oluşan en temel ara bileşik ise kromattır. Kromat bileşikleri kromit konsantresinin alkali bir ortamda oksitlenmesi ile elde edilir. Kromat bileşikleri alkali ortamda kullanılan elemente bağlı olarak sodyum kromat veya potasyum kromat olarak üretilmesi mümkündür. Endüstride sarı kül suyu olarak da bilinen sodyum kromat kanserojen ve toksik bir bileşiktir. Ancak buna rağmen krom ve krom bileşikleri üretimi için endüstride vaz geçilemez olup; krom kaplama banyolarında, pigment olarak seramik ve cam sanayinde, ahşap oymacılık sektöründe ve deri sanayinde kullanım alanına sahiptir. Geleneksel olarak kromit cevherinden sodyum kromat üretimi döner fırında 950 -1200°C aralığında fırının içine oksijen üflenerek cevherin soda ile kavrulmasıyla oluşur. Ancak kavurma sırasında fırının içinde sodyum karbonat ile oluşan sodyum kromat ötektik bir bileşik oluşturarak reaksiyon sıcaklığının altında erir. Oluşan sıvı faz, katı fazın etrafını sararak katı gaz etkileşimine engel olup, reaksiyon verimini %80 -%85'civarına düşürür. Yöntemin düşük veriminden dolayı ortaya çıkan kromatlı atıklar ise hem çevreye hem insan sağlığına büyük risk oluşturur. Bu tehlikeyi önlemek adına reaksiyonun atıkları stokiyometrik olarak fırına tekrar beslenir. Ancak bu durum reaksiyon verimini yeterli ölçüde arttırmadığı gibi fırın hacminin de verimsiz kullanılmasına neden olur. Geleneksel kromat üretim yöntemi olan soda ile alkali kavurma metodunun verimsizliği, yüksek sıcaklık gerektirmesi ve fırın hacminin efektif olarak kullanılamaması yöntemin ekonomik açıdan olan dezavantajlarıdır. Geleneksel yöntemin dezavantajları araştırmacıları alternatif yöntemler geliştirmeye itmiştir. Bu yöntemlerden biri yarı eriyik tuz ortamında kromit cevherinden sodyum kromat eldesidir. Yarı eriyik tuz ortamının hem hidrometalurjik yöntemlere hem de pirometalurjik yöntemlere kıyasla birtakım avantajları vardır. Periyodik tabloda 1A grubu metallerinin hidroksitleri ısıtıldığında erirken önce kendi kristal sularında çözünür. Bu sayede sulu bir sistemin ulaşabileceğinden daha yüksek derişimlerde ve daha yüksek sıcaklıklarda çalışılmasına imkân verir. Ayrıca daha düşük bir viskoziteye sahip olarak difüzyonu kolaylaştırır. Ayrıca çevreye zarar vermeden kromat üretimini sağladığı için de literatürde yeşil yöntem olarak da adlandırılır. Yarı ergimiş tuz ortamında yapılan çalışmaların geleneksel yönteme kıyasla 500 -700°C daha düşük sıcaklıkta olması ve % 99'a varan yüksek verimiyle öne çıkmaktadır. Ayrıca proses kontrolünün kolaylığı ve tuz sisteminin yüksek miktarda aktif oksijen çözebilme kabiliyeti de yöntemin diğer avantajlarındandır. Bu tez çalışmasının amacı yarı ergimiş tuz ortamında kromit cevherinden sodyum kromat elde etmek olup, geleneksel alkali kavurmadan daha düşük sıcaklıkta daha yüksek verimle kromit elde etmek ve bu sayede de kromat üretiminden kaynaklı çevre kirliğinin azaltılması hedeflenmiştir. Bu hedefle tez kapsamında çalışılan kromat üretimi metodunun tuz bileşimi, süre, sıcaklık ve oksidasyon yöntemi gibi parametrelerinin taranması için farklı deney düzenekleri hazırlanmıştır. Tuz bileşimi olarak NaNO3-NaOH seçilmiş olup 325-475°C arasında değişen sıcaklığın etkisi ve reaksiyonun tamamlanma süresi çalışılmıştır. Ayrıca elektrokimyasal oksidasyonla kromit konsantresini kromata yükseltgemek için anodik akım altında çalışmayı mümkün kılan bir deney düzeneği de tasarlanmıştır. Bu kapsamda da elektrokimyasal sistemin koşullarını iyileştirmek için farklı akım yoğunlukları da test edilmiştir. Yapılan deneyler sonucunda kimyasal oksidasyonla ağırlıkça %40 NaNO3 içeren NaNO3-NaOH tuz bileşimde 425℃'de 4 saatlik reaksiyon sonucunda %98 verimle kromit konsantresi kromata yükseltgenmiştir. Reaksiyon atığında ise çözülebilir +6 değerlikli kromat bileşiklerine rastlanmamıştır. Bu sayede kromit cevherinden kromat üretimi geleneksel alkali kavurma yöntemine kıyasla daha yüksek verimde neredeyse 700°C daha düşük sıcaklıkta gerçekleştirilmiştir. Elektrokimyasal oksidasyon ile kromit cevherinin kromata oksitlenmesi için yapılan deneylerde ise %40 NaNO3 içeren NaNO3-NaOH tuz bileşimde 375℃'de 2 saat boyunca 1100 A/m2 akım uygulanan reaksiyon sonucunda %99 verimle kromat dönüşümü elde edilmiştir. Bu sayede literatürde yapılan çalışmalara kıyasla daha kısa sürede ve daha az tuz/konsantre oranında çalışılmış, elektrokimyasal oksidasyon sayesinde benzer verimde kromat dönüşümü sağlanmıştır.
-
ÖgeIn-situ mechanical testing and digital image correlation of super duplex stainless steels to understand hydrogen embrittlement(Graduate School, 2022)Super duplex stainless steel contains ferrite and austenite phases in its microstructure in equal amounts, providing superior mechanical and corrosion properties to most single-phase stainless steels. The microstructure has a continuous ferritic matrix with austenite islands embedded in the ferrite phase. Super duplex stainless steel is a workhorse material used in many industrial applications where the conditions are extreme in terms of corrosion and mechanical loading. Exposure to such extremes is often associated with the liberation of atomic hydrogen. The microstructure can readily absorb formed hydrogen. However, the presence of hydrogen in high-strength microstructures is detrimental; it causes a decrease in load-bearing capacity and ductility, a phenomenon called hydrogen embrittlement. There are failure reports of super duplex stainless steel used in subsea applications with cathodic protection against corrosion. However, analysis of these failed components has shown that only duplex microstructures with an austenite spacing larger than 50 μm fractured due to hydrogen. Critical components with finer microstructures show outstanding endurance, and no failure of such duplex stainless steel has been reported. It has remained unclear why finely-grain duplex microstructures show such an exceptional resistance to hydrogen-induced cracking and why duplex stainless steel with coarse microstructure shows high susceptibility to hydrogen embrittlement. This thesis aims to understand the hydrogen embrittlement of super duplex stainless steel with a small (10 μm) and large (30 μm) austenite spacing microstructure. An in-situ mechanical testing method was developed to study the effect of hydrogen absorption and mechanical strain on the susceptibility to hydrogen embrittlement. The testing method comprises a miniature-sized tensile specimen mounted on a micro-tensile tester, an electrochemical cell for in-situ hydrogen charging, and an optical microscope with an extended focal depth. The sample was continuously slowly strained (0.005 mm/min = 4.17ꞏ10-6 s-1) while the microstructure was imaged until fracture. The specimens were either electrochemically pre-hydrogen charged for up to 72 days and then tested or tested with simultaneous hydrogen charging using self-made electrochemical cells. The results were stress-strain curves and thousands of micrographs which all provide information about the deformation characteristics of materials. Then, these images were processed with digital image correlation software and strain maps were generated to understand local strain behavior. The results have shown that hydrogen absorption caused mechanical softening in the austenite phase, while hardening was observed in the ferrite phase. In addition, the finely-grained duplex microstructure, which has more resistance to hydrogen embrittlement, developed far fewer strain heterogeneities than the coarse one. The austenite grains in the coarse microstructure became more plastically than the austenitic grains in the finer microstructure. Likewise, the ferrite became less affected due to hydrogen absorption in the fine microstructure due to more hydrogen trapping at grain boundaries. It became understood that the magnitude and number of strain heterogeneities are the main reason for hydrogen embrittlement. It also became understood that as long as the austenite phase has the capacity for hydrogen absorption and mechanical straining, the entire microstructure is protected against brittle fracture. Super duplex stainless steel contains ferrite and austenite phases in its microstructure in equal amounts, providing superior mechanical and corrosion properties to most single-phase stainless steels. The microstructure has a continuous ferritic matrix with austenite islands embedded in the ferrite phase. Super duplex stainless steel is a workhorse material used in many industrial applications where the conditions are extreme in terms of corrosion and mechanical loading. Exposure to such extremes is often associated with the liberation of atomic hydrogen. The microstructure can readily absorb formed hydrogen. However, the presence of hydrogen in high-strength microstructures is detrimental; it causes a decrease in load-bearing capacity and ductility, a phenomenon called hydrogen embrittlement. There are failure reports of super duplex stainless steel used in subsea applications with cathodic protection against corrosion. However, analysis of these failed components has shown that only duplex microstructures with an austenite spacing larger than 50 μm fractured due to hydrogen. Critical components with finer microstructures show outstanding endurance, and no failure of such duplex stainless steel has been reported. It has remained unclear why finely-grain duplex microstructures show such an exceptional resistance to hydrogen-induced cracking and why duplex stainless steel with coarse microstructure shows high susceptibility to hydrogen embrittlement. This thesis aims to understand the hydrogen embrittlement of super duplex stainless steel with a small (10 μm) and large (30 μm) austenite spacing microstructure. An in-situ mechanical testing method was developed to study the effect of hydrogen absorption and mechanical strain on the susceptibility to hydrogen embrittlement. The testing method comprises a miniature-sized tensile specimen mounted on a micro-tensile tester, an electrochemical cell for in-situ hydrogen charging, and an optical microscope with an extended focal depth. The sample was continuously slowly strained (0.005 mm/min = 4.17ꞏ10-6 s-1) while the microstructure was imaged until fracture. The specimens were either electrochemically pre-hydrogen charged for up to 72 days and then tested or tested with simultaneous hydrogen charging using self-made electrochemical cells. The results were stress-strain curves and thousands of micrographs which all provide information about the deformation characteristics of materials. Then, these images were processed with digital image correlation software and strain maps were generated to understand local strain behavior. The results have shown that hydrogen absorption caused mechanical softening in the austenite phase, while hardening was observed in the ferrite phase. In addition, the finely-grained duplex microstructure, which has more resistance to hydrogen embrittlement, developed far fewer strain heterogeneities than the coarse one. The austenite grains in the coarse microstructure became more plastically than the austenitic grains in the finer microstructure. Likewise, the ferrite became less affected due to hydrogen absorption in the fine microstructure due to more hydrogen trapping at grain boundaries. It became understood that the magnitude and number of strain heterogeneities are the main reason for hydrogen embrittlement. It also became understood that as long as the austenite phase has the capacity for hydrogen absorption and mechanical straining, the entire microstructure is protected against brittle fracture.
-
ÖgeEffect of rare earth elements addition on magnetic properties of nickel-zinc ferrites(Graduate School, 2024-07-18)Magnetic materials have an important place in today's technological developments, as they are widely used in applications in various industrial fields, from telecommunications to energy production, and data storage. In many engineering fields such as aerospace, and electric-electronics they are required on a very large scale and in different types as core materials of coils, transformers and transducers, or as protective materials of switching and storage devices. Ferrites offer various benefits, such as high electrical resistivity, low eddy current losses, high saturation magnetization and high permeability. Spinel ferrites are soft magnetic materials with diverse applications. Their general formula is represented by MeFe2O4. Soft ferrites are ferrimagnetic substances that lose their magnetization when the magnetic field is took out, meaning they only exhibit ferromagnetism if there is an external magnetic field. Hard ferrites retain their magnetism even after the magnetizing process, thanks to this ability they are also mentioned to as permanent magnets. The properties of ferrites are affected by many parameters like chemical compositions and the preparation methods employed. Ni-Zn ferrite (NZF) is one of the most significant type of soft ferrites and they recognized by a mixed spinel structure. Within these ferrite structures, iron (Fe3+) and zinc ions (Zn2+) take part A-sites, that is tetrahedral sites, while nickel ions (Ni2+) and ferromagnetic iron ions (Fe3+) take part B-sites, that is octahedral sites. NZFs have low coercivity, superior corrosion strength, highly elevated resistivity, and permeability. The characteristics of these ferrite materials such as physical appearance and magnetic properties are greatly affected by structure and composition, and of course that are highly dependent on the synthesis methods utilized. The preparation process, sintering circumstances, and levels of metal oxides, impurities, or doping elements play crucial roles in determining these properties. The improvement of electric and magnetic characteristics of NZFs can be acquired by doping of rare earth (RE) oxides, known for their insulating properties and high resistivities. Therefore, the motivation of this work is to investigate the influence of different RE elements addition on magnetic properties of NZFs. Six different RE elements such as gadolinium (Gd), yttrium (Y) and europium (Eu), dysprosium (Dy), samarium (Sm) and scandium (Sc) were added to the Ni0.5Zn0.5RExFe(2-x)O4 compound; where x, the addition amounts were determined as 0.025 and 0.05. The compositions 0.10 and 0.15 was tried only for the Sc dopant. The powder samples were produced by solid-state method. The phase analysis of the produced samples was conducted with X-ray diffractometer (XRD), and morphological investigation was conducted by using scanning electron microscopy (SEM). Magnetic characteristics were observed by using vibrating sample magnetometer (VSM). According the XRD results, the addition of rare earth dopant increased, the formation of second phase also increased. This is because the dopants added after passing a certain saturation level could not dissolve in the lattice and form secondary phases called REFeO3. The homogeneous particle distribution was observed in morphology examinations. From the SEM pictures, it was obtained that the addition of dopant improved the sinterability of the powders. As a result of VSM analyses, all types and amounts of additives resulted in a decrease in saturation magnetization for both atmospheres compared to the pure sample. The reason for this decrease in saturation magnetization is that RE3+ ions, which have larger ionic radius, replace Fe3+ ions and reducing the net magnetic moment of the material. Coercivity showed a slight increase in samples with additives that sintered in N2 atmospere compared to sample without additives. This increase in coercivity value may be caused by parameters such as the number of metal cations and ion interactions in the spinel lattice. On the contrary, with the addition of dopant, the coercivity value decreased for all elements and amounts for air atmosphere, since smaller grains were obtained after the sintering in air atmosphere. An exception was noted with the Sc additive, unlike other elements, the increase in saturation magnetization value when the addition amount increases from 0.025 to 0.05. When Sc3+ took place in the octahedral region, the distance between the atoms decreased. As a result of the decrement in distance, a stronger A-B interaction emerged and magnetization increased.
-
ÖgeYüksek işlenebilirlik kabiliyetine sahip 2011 alüminyum alaşımı geliştirilmesi(Lisansüstü Eğitim Enstitüsü, 2022)Alüminyum, yerkabuğunda en çok bulunan metallerin arasındadır ve endüstrinin birçok dalında kullanımı günden güne artış göstermektedir. Doğada boksit cevheri olarak bulunmaktadır ve boksit cevherinden önce Bayer Prosesi, ardından Hall-Héroult prosesi ile metalik alüminyum elde edilmektedir. Alüminyumun diğer metallere karşı üstün özellikleri bulunmaktadır. Bunların başında korozyona karşı yüksek direnç gelmektedir. Oluşturduğu doğal pasivasyon tabakası ile oksidasyona karşı yüksek direnç göstermektedir. Düşük yoğunluğa rağmen sahip olduğu yüksek mukavemet, spesifik mukavemet (mukavemet/yoğunluk) oranının yüksek olmasını sağlamaktadır. Bu durum, hafifliğin önem arz ettiği otomotivden uçak-uzay endüstrisine kadar tüm sektörlerde alüminyumu değerli kılmaktadır. Alüminyumun bir diğer avantajı ise diğer metallere göre çok daha kolay geri dönüştürülebilir olmasıdır. Alüminyum alaşımları dövme ve döküm yöntemleri ile nihai haline getirilmektedir ve yapıldıkları işleme göre sınıflandırılmaktadır. Alüminyum döküm yöntemlerine örnek olarak kum kalıba döküm, enjeksiyon döküm, alçak basınç döküm yöntemleri verilebilir. Çok farklı tipte dövme yöntemleri bulunmakla beraber, belirli fiziksel özelliklerin kontrolünün önemli olduğu hallerde dövme yöntemine başvurulmaktadır. İşlenebilirlik, günümüzde birçok sektörde önemli bir malzeme özelliği olarak karşımıza çıkmaktadır. Bu durum için farklı metaller ve alaşımlar geliştirilip kullanılmaktadır. İşlenebilirliğin önemli olduğu ürünlerden biri de valflerdir. Valflerin üretiminde tolerans aralıkları çok düşüktür. Dolayısıyla bu alanda, işlenebilirliği iyi olan pirinç alaşımları tercih edilmektedir. Pirinç alaşımlarının korozyon direnci de yüksektir ve bu alaşımların mekanik özellikleri genel olarak Zn içeriğine bağlıdır. Ancak diğer alaşım elementleri de mekanik özelliklerini etkilemektedir. Alüminyum alaşımlarının pirinç alaşımlarına göre birtakım avantajları mevcuttur. Bunlar üretim kolaylığı, ekonomik karşılaştırılabilirliği, alaşımın hafifliği ve yüksek spesifik mukavemetidir. Bu avantajlar gözetilerek, valf olarak kullanılabilecek alüminyum alaşımlarının geliştirilmesi ve kullanılması hedeflenmektedir. 2011 alüminyum alaşımı, içerdiği düşük ergime sıcaklığına sahip bizmut ve kurşun elementleri sayesinde yüksek işlenebilirlik kabiliyetine sahip bir alaşım olarak karşımıza çıkmaktadır. Bizmut ve kurşunun oluşturduğu fazlar tane sınırına çökelmekte ve istenen kalitede talaş oluşumunu sağlamaktadır. Bu sayede kesici takımın yağlanması daha kolay gerçekleşmektedir. Bu çalışmada valf olarak kullanılabilecek kalitede alüminyum alaşımlarının üretilmesi ve geliştirilmesi amaçlanmıştır. ASAŞ Alüminyum fabrikasında 2011 alaşımının üretimi gerçekleştirilebilmektedir. Bu alaşım, üretimi yapılırken sırasıyla doğrudan ani soğutmalı döküm, homojenizasyon ve ekstrüzyon aşamalarından geçmektedir. Doğrudan ani soğutmalı döküm yönteminde öncelikle alüminyum külçeler ve/veya hurdalar fırına şarj edilmekte ve metalin ergime işlemi gerçekleştirilmektedir. Ardından metal rafinasyonu ve gaz alma işlemleri yapılır. Bu işlemlerden sonra ise döküm prosesi başlatılır. Döküm prosesi sırasında döküm yolluğundan ilerleyen ergiyik metal, seramik filtrelerden geçerek döküm tablasına ulaştırılır. Üretimi gerçekleştirilecek biyetlerin çapına göre kullanılan döküm kalıpları istenen döküm hızında döküm tablasından uzaklaşır. Aynı anda su spreyi ile soğutma işlemi uygulanarak biyet üretimi gerçekleştirilir. Homojenizasyon işlemi biyetlerin tane yapısının daha homojen hale getirilmesi ve mekanik özelliklerin biyetin her yerinde aynı olması amacıyla yapılmaktadır. Biyetler sürekli veya batch tipi homojenizasyon fırınlarına alınarak alaşıma göre belirlenen sıcaklık ve sürelerde tutulmaktadır. Homojenizasyon işlemi genel olarak alaşımın ötektik sıcaklığının hemen altında gerçekleştirilmektedir. Daha yüksek sıcaklıklarda kısmi ergimeler söz konusu olabileceğinden, homojenizasyon prosesi hem bu hataların önlenmesi hem de en iyi mekanik özelliklerin sağlanabilmesi açısından önemli bir prosestir. Ekstrüzyon prosesi, doğrudan ani soğutmalı döküm yöntemiyle üretilen biyetlerin ısıtılarak yüksek pres gücünde bir kalıptan basılması suretiyle istenilen şekillerdeki profillerin üretildiği bir prosestir. Ekstrüzyonda, biyet sıcaklığı, ekstrüzyon hızı, ekstrüzyon gücü gibi önemli parametreler mevcuttur. İstenilen alaşımlı profillerin üretilebilmesi için bu parametrelerin doğru seçilmesi önemlidir. Bu çalışmada, tüm bu üretim aşamalarının proses parametreleri incelenmiştir. Doğrudan ani soğutmalı döküm yöntemiyle dökülen biyetlerin kimyasal kompozisyonu OES ile belirlenmiş ve DSC analizleri yapılmıştır. Sonrasında, ekstrüzyonla üretilen profillerin sertlik ölçümleri, çekme ve korozyon testleri gerçekleştirilmiştir. Mikro yapı optik mikroskop ve SEM'de incelenmiş ve EDS analizleri yapılmıştır. İşlenebilirlik kabiliyeti kontrol edilmiştir. Gerçekleştirilen araştırmalar ve yapılan deneysel çalışmalar neticesinde, 2011 alaşımının üretim parametreleri belirlenmiş, içeriğinde bulunan bizmut ve kurşunun işlenebilirliğe pozitif etki sağladığı gözlemlenmiştir. Bunlara ek olarak yapılan çalışmalar göstermektedir ki doğrudan ani soğutmalı döküm prosesi sırasında ergiyik metal çok iyi karıştırılmalıdır. Ayrıca, alaşımda bizmut ve kurşun içeriği 1:1 oranında bulunmalıdır. Bu sayede bizmutun genleşmesi kurşunun büzüşmesi ile dengelenecektir. Üretilen alaşımın talaşlı imalatında oluşan talaşın standartlarda istenen özellikte olduğu belirlenmiştir. Çalışmada gerçekleştirilen ekstrüzyon denemelerinde 2011 alaşımı için en yüksek ekstrüzyon hızı 1,7 mm/sn olarak belirlenmiştir. Bu hızın aşılması halinde profilde çeşitli yüzey hataları görülmektedir. Daha yüksek ekstrüzyon hızına ulaşabilmek adına, homojenizasyon sıcaklıkları değiştirilerek ileri çalışmalar yapılması önerilmektedir. Bu çalışmada valf olarak kullanılabilecek alaşımlara eloksal kaplama yapılarak korozyona direnci de ölçülmüştür. Eloksal kaplı olmayan numunede en derin korozyon 562 μm, 4-7 μm aralığında eloksal kaplı numunede 505 μm, 19-25 μm aralığında eloksal kaplı numunede ise 201 μm olarak ölçülmüştür. 19 μm ve üzeri eloksal kaplamada uzun süreli korozyon direnci oluşturmasının mümkün olduğu görülmüştür.
-
ÖgeMAG kaynak yöntemi ile birleştirilen bir zırh sacının mekanik özelliklerinin incelenmesi(Lisansüstü Eğitim Enstitüsü, 2024-05-31)Zırh çelikleri ana muharebe tankları, zırhlı personel taşıyıcılar gibi araçlarda ilave zırh ve yapısal zırh olarak kullanılmaktadır. Bu çelikler kontrollü ısıtma, haddeleme, ısıl işlem prosesleri uygulanarak istenen özelliklerde (işlenebilirlik, süneklik, sertlik, tokluk vb.) üretilir. Böylece yüksek deformasyon kapasitesi ve darbe direnci sayesinde balistik koruma özelliğine sahip olurlar. Zırh çelikleri genellikle sertlik değerine göre sınıflandırılır. Zırh çeliği sınıflarına örnek olarak ultra yüksek sertlikte, çok yüksek sertlikte, yüksek sertlikte, orta sertlikte ve haddelenmiş homojen yapıda çelikler verilebilir. Zırh çeliklerine delme, frezeleme, testere ile kesme ve su jeti ile kesme mekanik operasyonları uygulanabilir. Lazerle kesme, delme, pahlama operasyonlarının yanında oksijenle kesme işlemi de zırh çeliklerinde kullanılan termal operasyonlara örnektir. Zırh çelikleri korumalı metal ark kaynağı, özlü ark kaynağı, gaz tungsten ark kaynağı, gaz metal ark kaynağı, elektron ışın kaynağı gibi yöntemler kullanılarak kaynaklanabilirler. Zırh çeliklerinin yüksek karbon içeriği istenilen sertlik özelliklerini sağlarken kaynaklanabilirliği olumsuz yönde etkiler. Gaz metal ark kaynağı, korumalı metal ark kaynağı gibi kaynak yöntemleri ve östenitik paslanmaz çelik, düşük hidrojen ferritik çelik, dubleks paslanmaz çelik gibi dolgu malzemeleri (elektrotlar) ile daha başarılı kaynak yapılabilme imkanı vardır. Kaynak sonrası tahribatsız ve tahribatlı muayeneler yapılarak kaynak kalitesinin standartlara ve müşteri taleplerine uygunluğu kontrol edilir. TS EN ISO 15614-1 standardında belirtildiği gibi görsel muayene, sıvı penetrant testi, radyografik muayene, manyetik parçacıkla muayene ve ultrasonik muayene tahribatsız muayenelere örnek verilebilir. Bağlantı geometrisine bağlı olarak kullanılabilecek tahribatlı muayene yöntemleri ise enine çekme testi, eğme testi, makro değerlendirme, darbe testi ve sertlik testidir. Bu çalışmada ana muharebe tankları, zırhlı personel taşıyıcılar gibi araçlarda kullanılan şok ve patlama dalgalarına karşı maksimum direnç sunan, nispeten düşük sertlikte, yüksek tokluğa sahip homojen haddelenmiş zırh çeliğinin kaynak özellikleri incelenmiştir. Çalışmada kaynak uygulanmış zırh çeliği plakalarında kaynak bölgesinin yapısal ve mekanik özellikleri incelenmiştir. Deneysel çalışmalar için 25,9 mm kalınlığındaki homojen haddelenmiş zırh çeliği sacı lazer tezgahında 200 mm genişliğinde 600 mm uzunluğunda plakalar haline getirilmiştir. Bu plakaların kaynak ağzı açılacak olan lazerle kesilmiş kenarları penetrant testi ile kontrol edilmiş ve kusur tespit edilen bölgeler taş ile temizlenmiştir. Bu işlem sonrası CNC tezgahında X formunda kaynak ağzı açılmıştır. Kaynak ağzı, kaynak dikişi sacın hadde yönüne paralel olacak şekilde açılmıştır. Kaynak otomatik kaynak makinesi kullanılarak gaz metal ark kaynağı yöntemlerinden olan MAG kaynak yöntemi ile % 5 CO2, %5 O, % 90 Ar karışım gaz ortamında yapılmıştır. Plakalar, X kaynak ağzının alt tarafı 4 paso üst tarafı 4 paso olmak üzere toplam 8 pasoda kaynaklanmıştır. Bir yüzeyin kaynağı 4 paso ile tamamlandıktan sonra diğer yüzeye başlanmadan önce kök bölgesi penetrant testi ile kontrol edilmiştir. Kaynak işleminde östenitik paslanmaz çelik elektrot kullanılmıştır. Kaynak işlemi kaynak ağzına ön ısıtma uygulamadan ve ön ısıtma uygulayarak (doğrudan kaynak ve ön ısıtma sonrası kaynak olarak adlandırılmıştır) gerçekleştirilmiştir. Ön ısıtma işlemi üfleç ile gerçekleştirilmiş ve ön ısıtma sıcaklığı 200 °C civarında tutulmuştur. Ön ısıtma uygulanmış yüzeyin kaynağı 4 paso ile tamamlandıktan sonra diğer yüzeyde de 200 °C sıcaklık hedeflenerek ön ısıtma işlemi yapılmıştır. Kaynak işlemi sonrasında kaynak bölgesine tahribatsız muayene yöntemleri uygulanmıştır. Bu kapsamda görsel muayene TS EN ISO 17637 standardına uygun olarak yapılmıştır. Penetrant testi EN 3452-1 standardına uygun olarak Tip II C metodu kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Radyografik muayene ise TS EN ISO 17636-1 standardına göre X-Ray metodu kullanılarak yapılmıştır. Kaynaklarda tahribatsız muayeneler EN 5817 standardı B kalite seviyesine göre değerlendirilmiş ve bu çalışma kapsamında yapılan kaynaklarda herhangi bir hata veya süreksizliğe rastlanmamıştır. Kaynaklı plakalar su jeti mekanik operasyonu ile ISO 15614-1:2017 standardına göre sertlik, yorulma, çekme, eğme, çentik ve mikroyapı numuneleri hazırlamak üzere kesilmiştir. Mikroyapı numuneleri standart metalografik yöntemlere göre hazırlandıktan sonra mikroskobik incelemeler için dağlanmıştır. Dağlama işleminde zırh sacı için %3 Nital çözeltisi, östenitik paslanmaz çelik elektrot için ise V2A çözeltisi kullanılmıştır. Sertlik ölçümleri zımparalanıp dağlanan numunelerin kaynak bölgesinin üst, orta ve alt bölgelerinde ana metali, ısı tesiri altındaki bölgeyi ve kaynak dikişini kapsayacak şekilde 10 kg yük ile Vickers sertlik yöntemine göre yapılmıştır. Çekme testi numuneleri TS EN ISO 4136:2022 standardına göre, eğme testi numuneleri TS EN ISO 5173 standardına göre, çentik darbe testi numuneleri TS EN ISO 148-1 standardına göre hazırlanmıştır. Yapısal ve mekanik incelemelerde elde edilen sonuçlar aşağıda özetlenmiştir. Çalışmaya konu olan çelik temperlenmiş martenzitik mikroyapıya sahip olup ön ısıtma işlemi martenzitik mikroyapıda kayda değer bir değişikliğe neden olmamıştır. Hem doğrudan kaynaklı hem de ön ısıtma sonrası kaynaklanan numunede maksimum sertlik değeri ITAB bölgesinden elde edilmiştir. Ön ısıtma işlemininin ana metal, ITAB ve kaynak dikişi bölgelerindeki sertlik değerlerine belirgin bir etkisi olmamıştır. Çekme testi kaynaksız, doğrudan kaynaklı ve ön ısıtma sonrası kaynaklanan numunelere yapılmıştır. Doğrudan kaynaklı ve ön ısıtmalı numunelerde yapılan çekme testleri sonucunda kopma kaynak dikişinden gerçekleşmiştir. Test sonucuna göre kaynaksız zırh çeliği akma mukavemetinin (838 MPa) kaynaklı numunede 550 ve 553 MPa'a, ön ısıtmalı numunede ise 548 ve 551 MPa'a düştüğü tespit edilirken; çekme mukavemetinin (928 MPa ) ise kaynaklı numunede 814 ve 764 MPa'a, ön ısıtmalı numunede 779 ve 791 MPa'a düştüğü tespit edilmiştir. Doğrudan kaynaklı ve ön ısıtma sonrası kaynaklanan numuneler eğme testine tabi tutulmuştur. Kaynaklı numunelerin 2 adedinde, ön ısıtmalı numunelerin 1 adedinde kaynak dikişinde kırılma gerçekleşmiştir. Kaynak dikişinde V tipi çentik oluşturularak hazırlanan numuneler oda sıcaklığında çentik darbe testine tabi tutulmuştur. Test sonucuna göre absorbe edilen darbe enerjisi kaynaklı numunede 108, 110 ve 106 J iken ön ısıtmalı numunede ise 117, 117 ve 113 J olarak ölçülmüştür. Dönel eğmeli yorulma cihazında 450 MPa gerilme genliği (R= -1) altında ve 30 Hz frekansta yapılan yorulma deneyinde kaynaklı numuneler 5,6x〖10〗^4 ve 6,2x〖10〗^4çevrim sayılarında ön ısıtmalı numuneler ise 13,3x〖10〗^4 ve 64,4x〖10〗^4 çevrim sayılarında kırılmıştır. Kırılmalar kaynak dikişinde gerçekleşmiş olmasına rağmen uygulanan ön ısıtma işlemi yorulma ömründe kayda değer bir artış sağlamıştır. Sonuç olarak; Zırh çeliğine uygulanan kaynak işlemi öncesinde yapılan 200 °C'lik ön ısıtmanın ön ısıtma uygulanmayan koşula göre sertlik ve mukavemeti değiştirmediği ancak yorulma ömründe kayda değer bir artış sağladığı belirlenmiştir.