Yüksek Hız Takım Çeliklerinin Yüksek Sıcaklık Aşınma Dayanımına Nitrasyon İşleminin Etkisi

Abstract

Yüksek hız çelikleri(HSS), içerdikleri yüksek alaşım elementi miktarları sayesinde oda ve yüksek sıcaklıklarda yüksek sertliğe, tokluğa, şok direncine ve aşınma dayanımına sahiptir. Yüksek hız çelikleri, kesici takım endüstrisinde diğer takımlarla kıyaslandığında daha düşük maliyetli olmasının yanı sıra, yüksek tokluk gerektiren darbeli kesme, delme işlemlerinde kullanılır. Aşınma dayanımlarının sement karbürlere göre düşük olması en büyük dezavantajı olsa da; son yıllarda gelişen yüzey teknolojileri ile yüzey sertlikleri ve aşınma dayanımları artırılabilmektedir. Bu tez çalışmasında, DIN 1.3343, DIN 1.3243 ve DIN 1.3247 standartlarındaki kesici takım ucu yapımında kullanılan yüksek hız çeliklerinin ısıl işlem ile sertleştirilip temperlendikten sonra nitrasyon işlemine tabi tutulan malzemelerin, oda sıcaklığında ve yüksek sıcaklıklarda aşınma dayanımları incelenmiştir. Hazırlanan malzemelerin ön ısıtma ile beraber sırasıyla 850-1050-1180/1200-580°C'deki tuz banyosu fırınlarında 210'ar saniye sertleştirme işlemine tabi tutulmuş ve havada soğutulmuştur. Sertleştirilmiş yüksek hız çeliklerine kalıntı ostenit giderimi için 550-550-570-550°C'lerde 90'ar saniye 4 kademeli temperleme işlemi uygulanmış ve ardından havada soğutulmuştur. Sertleştirilen ve temperlenen malzemelerin bir kısmına nitrasyon işlemi uygulanmıştır. Kontrollü gaz nitrasyon tekniği ile nitrürlenen malzemelere fırın içinde amonyak gazı verilir. Fırındaki gaz miktarı sistem tarafından toplam fırın hacmi ve verilen gaz miktarına göre hesaplanır. Yaklaşık 3 saat ön ısıtmanın ardından fırın 500⁰C'ye getirilir. Nitrasyon işleminin bütün aşamalarında, nitrürleme potansiyeli olarak bilinen ve amonyak ayrışma miktarına bağlı olan Kn değerine ulaşmak için sistemin gaz akışı ve sıcaklığı kontrol edilir. Sıcaklığın 400⁰C üzerine çıkışıyla Kn, amonyağın ayrışmaya başlamasıyla azalır. İki aşamadan oluşan nitrasyonda sıcaklık 500⁰C'ye geldiğinde birinci aşama başlar. Bu işlem sırasında Kn düşmeye devam eder ve istenilen düzeye geldiğinde ikinci aşamaya geçilir. Uygulanılan nitrasyon işleminde birinci aşamada Kn=14(atm)-1/2 ve ikinci aşamada 0,8(atm)-1/2 'dir. Birinci aşamada Kn büyük seçilerek azotun yapıya hızlı difüze olması sağlanmış, sonrasında ise demir nitrürlü(ε-Fe3N ve γ ́-Fe4N) fazlardan oluşan, sert ve kırılgan beyaz tabakanın oluşumuna engellemek için Kn değeri düşürülerek sabitlenmiştir Sistemin ön ısıtması sağlandıktan sonra soğutma aşamasına kadar sıcaklık sabittir. İkinci aşama bittiğinde soğutma aşaması otomatik olarak başlar ve sistem yaklaşık 2,5 saatte 100⁰C'ye kadar soğutulur. Birinci aşama yaklaşık olarak 1 saat, ikinci aşama yaklaşık olarak 8 saat sürer. Tüm nitrasyon işlemi yaklaşık 14,5 saat sürer; ancak asıl nitrasyon süresi sistemin birinci aşamanın başlaması ve ikinci aşamanın bitmesi arasında geçen süre olan 9 saattir. Hazırlanan nitrürlü ve nitrürsüz numuneler öncelikle 600-2500 meş arası zımparalama işlemine tabi tutulup elmas parlatıcı ile parlatılmıştır. Metalografik işlemleri biten numuneler optik mikroskopta 5-50X arası büyütmelerde incelenmiştir. Bu incelemeler sonucunda temperlenmiş martenzit matriksi içinde karbürlerin olduğu görülmüş, nitrürlü numunelerin yüzeye yakın bölgelerinde kontrast farkı ile difüzyon tabakası gözlemlenmiştir. Optik mikroskop ile gözlemlenen difüzyon tabakasının azot profilinin oluşturulması için Enerji Dispersif X-Işınları Spektrometresi(EDX) ile analiz yapılmıştır. Çizilen azot profili ile DIN 1.3343 çeliğinin yaklaşık 40, DIN 1.3243 çeliğinin 37 ve DIN 1.3247 çeliğinin 25 μm difüzyon kalınlığına sahip olduğu görülmüştür. Nitrürlenmiş farklı kompozisyonlu numunelerde alaşım miktarına bağlı olarak difüzyon kalınlığı değişmiştir. Alaşım oranı arttıkça difüzyon kalınlığının, azotun yapıya girişinin zorlaşması sebebiyle, azaldığı görülmüştür. Noktasal olarak yapılan EDX analizi sonucunda ise optik mikroskopta açık renkli kontrast ile görülen karbürlerin MC ve M6C tipi karbürler olduğu belirlenmiştir. Yapının demir ve azot dağılımını görmek için EDAX dedektörü ile demir ve azot elementleri seçilerek elemental haritalama yapılmıştır. Elemental haritalama ile azotun yüzeye yakın bölgede daha yoğun olduğu sonucuna ulaşılmıştır. Nitrürleme sonrası oluşan fazların belirlenmesi için numuneler X-ışını difraktometresi(XRD) ile incelenmiştir. Bu inceleme sırasında X-ışını paternlerinin eldesi için 35 kV/28,5 mA akım değerinde (voltaj/akım) Cu-Kα ışıması kullanılmıştır. Numunelere X-ışını difraktometre analizinde 2θ 10-90⁰ açıları arasında 1⁰/dk hız ile ölçüm yapılmıştır. Yapılan incelemeler sonucunda oluşan fazlar arasında beyaz tabaka olarak bilinen, sert ve kırılgan olan γ ́-Fe4N ve/veya ε-Fe3N fazlarının bulunmadığı; α-Fe, MC ve M6C fazlarının bulunduğu belirlenmiştir. Uygulanan nitrasyon işleminin, optik incelemeler ve X-ışını difraktometre analizi sonuçları ile beyaz tabakasız olduğu kanıtlanmıştır. Nitrürleme işleminin başarılı olduğunun kanıtlanmasının ardından nitrasyonun malzeme üzerine etkisi incelenmiştir. Malzemelere 0,3-2 kg arasında değişen yüklerde yüzeyden sertlik incelemeleri yapılmış ve bu incelemeler sonucunda nitrasyon işleminin yüzey sertliğini arttırdığı görülmüştür. Seçilen numunelerin sahip oldukları farklı kompozisyonlar da ise; artan alaşım miktarına bağlı olarak sertliğin de arttığı belirlenmiştir. Yüksek hız çeliklerinde sertlik oluşturan mekanizma olarak birincil karbür yapan alaşım elementlerinin yüksek miktarda kullanılmasından dolayı numunelerde alaşım oranı arttıkça sertlik de artmaktadır. Ancak DIN 1.3343 ve DIN 1.3243 numunelerinin nitrürsüz halleri arasında sertlik değerleri farklı olmasına rağmen, nitrürlenmiş hallerinin sertlik farkının nitrürsüz hallerindeki kadar belirgin olmadığı sonucuna varılmıştır. Nitrürlenmiş malzemelere kesitten sertlik incelemesi, maksimum 25 g(250 mN) yük altında Vickers uç 2 saniye batırılarak gerçekleştirilmiştir. Malzemelerin yüzeyinden merkezine gidildikçe sertliğin azaldığı, sertlik düşüşünün belirgin olduğu noktalarda ise difüzyon bölgesinden çıkıldığı sonucuna varılmıştır. Bütün bu incelemelerin ardından yapılan işlemin yüksek hız çeliklerinin aşınma dayanımına etkisinin incelenmesi için oda sıcaklığı ve yüksek sıcaklıklarda aşınma analizi yapılmıştır. Aşınma deneyleri alümina bilya kullanılan ball-on disk tipi aşınma cihazında 3 N yük altında, 300 m mesafede, 16 cm/sn hızla gerçekleştirilmiştir. Aşınma deneyi oda sıcaklığı, 400°C ve 600°C ile üç farklı sıcaklıkta gerçekleştirilmiştir. Aşınma deneyi ile çizilen sürtünme katsayısı grafiklerinde numunelerin aynı sıcaklıktaki katsayıları arasında belirgin bir değişimin olmadığı ancak sıcaklığın artması ile katsayının düştüğü görülmüştür. Numunelerin aşınma alanları karşılaştırıldığında ise bütün sıcaklıklarda nitrürlü numunelerin nitrürsüz numunelere göre daha az aşındığı belirlenmiştir. Bütün numunelerin en fazla 400°C'de, en az ise oda sıcaklığında aşındığı görülmüştür. 400°C'de oluşan oksit tabakasının kırılgan ve miktarının yetersiz olması sebebiyle aşınma alanı diğer sıcaklıklara göre daha fazladır. 600°C' de oluşan oksit tabakası 400°C'dekinden daha fazladır. Bu sayede 600°C' de oluşan oksit tabakası aşınma yüzeyinde koruyucu etki sağlayarak aşınma dayanımını artırmıştır. Malzemelerin sertliğindeki artış aşınma dayanımını da etkileyerek yüksek sertliğe sahip olan numunelerde daha yüksek aşınma dayanımı görülmüştür.

High speed steels (HSS) is a specialized group of highly alloyed tool steels and they used for applications requiring long life at relatively high operating temperatures such as for heavy cuts or high-speed machining. The characteristic properties of high speed steel are high working hardness, high wear resistance, excellent toughness and shock endurance at room temperature and elevated temperature due to their high alloy content. They have ability to retain their high hardness at elevated temperature, which allows to reach high cutting speeds. In cutting tool industry, in comparison with other cutting tools, high speed steels are more economical. Besides, they used for hammer drilling and cutting processes that require high toughness. Although wear resistance of high speed steels are lower than cement carbides, their surface hardness and wear resistance can be improved by developing surface treatment technology. In this dissertation work, DIN 1.3343, DIN 1.3243 and DIN 1.3247 quality high speed steels which are used for cutting tool, are hardened and tempered before nitriding. After nitriding process their wear resistance at room temperature and high temperature were investigated. Prepared specimens were hardened in salt bath furnace for 210 seconds at 850-1050-1180/1200-580°C respectively. Then they were cooled in air. 4 stages tempering process at 550-550-570-550°C for 90 seconds is performed for preventing retained austenite in hardened high speed steels and then cooled in air again. Part of hardened and tempered steels is nitrided via controlled gas nitriding process. In this process ammonia flowed into furnace and total gas amount in the furnace is calculated by control system, based on the furnace volume and incoming gas flow. The furnace was preheated for 3 hours and equalized to the pre-set temperature (500°C). During each process stage of nitriding, the temperature and gas flow were controlled to achieve the set-point Kn values, which depends upon ammonia dissociation percentage. When the system temperature rises above 400⁰C, Kn value decreases with dissociation of ammonia. Nitriding consists of two stages, stage 1 begins when the temperature reaches 500°C. During stage 1, Kn value continues to decrease when desired Kn value achieved, stage 2 begins. Operating parameters were as follows: stage 1, set-point Kn=14 (atm)−1/2; stage 2 set-point Kn=0,8 (atm)−1/2. Kn value was high selected during first stage to ensure fast diffusion of nitrogen into surface, after that it was reduced and fixed for second stage not to reach oversaturation (causes brittleness) of system. After preheating of system, the temperature is constant until cooling stage. When the second stage is finished, cooling stage was automatically activated until the pre-set cooled temperature (100°C) level is achieved, which takes about 2,5 hours. The heat and process time for stage 1 is about 1 hour and second stage is about 8 hours. However, the whole process takes about 14,5 hours, which includes actual nitriding time (9 hours) of two stages. Prepared hardened and nitrided or only hardened specimens were grinded step by step using SiC abrasive papers starting from 600 grit to 2500 grit followed by fine polishing with diamond paste. After metallographic preparation of specimens, microstructure examination was carried out by using optical microscopy between 5 and 50X magnifications. As a result of this examination, matrix consists tempered martensite along with carbides; also diffusion layer near surface of nitrided steels was observed visually. To create nitrogen profile of diffusion layer observed with optical microscopy, Energy-dispersive X-ray spectroscopy (EDX) analysis was conducted. The measured thickness of the diffusion layers of steels as follows: DIN 1.3343 40μm, DIN 1.3243 37μm and DIN 1.3247 25μm that was observed by drawn nitrogen profile. Nitrided specimens which have different composition also have different thickness of the diffusion layers depending on the alloy amount they have. By the increasing alloy ratio of specimens, the thickness of the diffusion layer is decreased, due to the difficulty of the diffusion of nitrogen to the structure. According to results of EDX analysis from spots, MC and M6C type carbides were determined which had seen brightly coloured in the results of optical microscopy examination. To see the distribution of nitrogen and iron in the structure, elemental mapping is performed by using EDAX detector by selecting iron and nitrogen elements. Nitrogen was found in the region close to the surface more intense by elemental mapping. X-ray diffraction (XRD) analysis of the nitrided steels was carried out to detect which phases composed after nitriding. During this investigation, Cu-Kα radiation was used to obtain diffraction patterns of the specimens. The measured 2θ range between 10 and 90° was scanned with the velocity of 1°/min. Based on the study results, hard and brittle phases; γ ́-Fe4N and ε-Fe3N between the formed phases are absent which also known white layer. Instead of γ ́-Fe4N and ε-Fe3N phases, α-Fe, MC and M6C phases were found. The applied nitriding process has proven not to have white layer by the optical examination and X-ray diffraction analysis. After having demonstrated the success of nitriding process, effect of nitriding on the material was examined. Surface hardness studies of material were conducted by applying load ranging from 0,3 to 2 kg to the material surface, and these studies indicated that nitriding process increases the surface hardness of the materials. The different compositions owned by the selected samples; the hardness was determined to be dependent on the amount of alloy that increases with increased amount of alloy. Hardness increases with increasing alloy ratio, due to the use of high amount of elements, which form primary carbide that is underlying mechanism of hardness. However, DIN 1.3343 and DIN 1.3243 nitrided steels have not a significant difference between their hardness, while their non-nitrided samples have different hardness. The hardness of nitrided steels from their cross section was examined that applying the maximum load of 25 g(250 mN) with Vickers indenter for 2 second. There is a decrease in hardness from the surface to the centre of material, and the points, which have significantly decreased hardness, were concluded that they were out of the diffusion zone. After all of these investigations, ball on wear tests were performed to examine the effect of nitriding to the wear resistance at room and elevated temperature of high speed steel. Ball on wear tests parameters were as follows: applied load 3 N, distance 300 meters, velocity 16 cm/sec and alumina ball used. Wear tests were carried out at three different temperatures including room temperature, 400°C and 600°C. Charts of friction coefficient which were drawn from wear analysis specify that there is no significant change on friction coefficient of specimens in the same temperature, but it was observed that the friction coefficient reduces with increasing temperature. When the wear areas of specimens compared, nitrided specimens have less wear area than non-nitrided ones for all temperatures. While minimum wear area was observed at room temperature, maximum wear was observed at 400°C. Wear areas of specimens are maximum at 400°C compared with other temperatures, due to the brittle and vulnerable formed oxides on specimens' surface. The formed oxide layer at 600°C is more than at 400°C. Thus, the formed oxide layer at 600°C provides protecting layer on the wear surface of specimen which also known glazing effect. Specimens increasing hardness affects the wear resistance that was observed on specimens, which have high hardness also have higher wear resistance.