Pack aluminizing of a cobalt-based superalloy

Abstract

Kobalt esaslı süperalaşımlar endüstride özellikle yüksek sıcaklık, orta-düşük yük koşulları altında ve korozif ortamlarda kullanılacak parçaların üretiminde kullanılmaktadır. Kobalt esaslı süperalaşımlar gösterdikleri yüksek termal stabilite, sıcak korozyon direnci, sürünme ve termal yorulma direnci gibi özellikleri sayesinde ön plana çıkmaktadır. Bu alaşımlar nikel esaslı süperalaşımlar ile birlikte özellikle gaz türbinli motorların türbin ve yanma bölümlerinde sırasıyla hareketli ve yapısal parçaların üretiminde kullanılır. Gaz türbinli motorlarda kompresör tarafından sıkıştırılan hava yanma odasında yakılarak ortam sıcaklıkları 2000 K'i bulan türbin kısmına iletilir, burada statorlar yanmış gazları doğru açıyla rotorlara iletir ve rotorların dönmesi sağlanır. Stator parçaları hareket etmemesine rağmen çok yüksek termal yüklere maruz kalır. Kobalt esaslı süperalaşımlar stator uygulamalarında 1940'lı yıllardan beri en yaygın kullanılan alaşımlardır. Nikel esaslı süperalaşımlar kobalt esaslı süperalaşımlara göre daha yüksek mukavemet göstermektedir. Bunun nedeni nikel alaşımlarda katı çözelti sertleşmesi ve karbür çökeltilerinin oluşumunun yanında intermetalik çökeltilerin de oluşması ve mukavemete katkı sağlamasıdır. Bu nedenle hareketli rotor parçalarında nikel esaslı süperalaşımlar kullanılır. Kobalt esaslı süperalaşımlarda ise asıl mukavemetlendirme mekanizması karbür çökeltileridir ayrıca katı çözelti sertleşmesi de mukavemete katkı sağlamaktadır. Günümüzde kobalt esaslı süperalaşımlar genelde döküm kondisyonunda kullanılırken, çözeltiye alma ve yaşlandırma uygulanan örnekler de bulunmaktadır. Kobalt esaslı süperalaşımlar bünyelerinde farklı fiziksel ve kimyasal özelliklere sahip birçok alaşım elementi barındırır, bu nedenle döküm kondisyonundaki kobalt alaşımları, dökümünün ardından neredeyse kaçınılmaz olarak segregasyon oluşumuyla karşılaşır. Segregasyon, mikroyapıda elementlerin ve fazların homojen dağılmaması olarak tanımlanabilir ve sonucunda zararlı fazlar oluşarak mekanik özellikler olumsuz etkilenir. Segregasyonun giderilmesi için homojenizasyon ışıl işlemi uygulanabilir. Homojenizasyon işleminde malzeme, mikroyapısında yer alan çökeltilerin tamamen çözünerek aşırı doymuş bir matris yapısı oluşturacağı yüksek bir sıcaklığa ısıtılır. Burada dikkat edilmesi gereken en önemli husus alaşımın maruz kalacağı sıcaklığın solidüs sıcaklığının altında olmasıdır. Homojenizasyon işlemi sırasında mikroyapıda lokal ergimelerin gerçekleşmesi daha çok segregasyon ve hatta gözenek oluşumuna neden olabilmektedir. Homojenizasyona tabi tutulacak malzeme bu sıcaklığa ulaştıktan sonra belli bir süre bu sıcaklıkta tutulmalı ardından tekrar çökelmeye mahal vermeyecek bir hızda soğutulmalıdır. Soğutma; havada, suda veya yağda gerçekleştirilebilmektedir. Kobalt esaslı süperalaşımların kullanıldığı sıcaklıklarda oksidasyon ve sıcak korozyona karşı önlem almak amacıyla farklı kaplamalar kullanılmaktadır, kobaltın oluşturduğu CoO tabakası koruyucu değildir ve belli sıcaklıkların üzerinde yüksek hızla malzemenin merkezine doğru ilerler. Bu kaplamalardan uzun süredir en yaygın olarak kullanılanı alüminat kaplamalardır. Alüminat kaplamalar günümüzde kutu alüminyumlama ve kimyasal buhar biriktirme yöntemleriyle uygulanmaktadır. Alüminat kaplamalar, malzeme yüzeyinde oluşturdukları koruyucu Al2O3 katmanı sayesinde oksidasyona ve sıcak korozyona karşı direnci arttırmaktadır. Bu çalışmada uzun yıllardır gaz türbin motorları endüstrisinde türbin stator malzemesi olarak kullanılan kobalt esaslı bir süperalaşıma farklı koşullarda homojenizasyon ve kutu alüminyumlama işlemleri uygulanmıştır. Homojenizasyon koşulları ThermoCalc yazılımı yardımıyla belirlenmiş, 1200 C'de 1 saat, 1250 C'de 1 ve 10 saat olmak üzere üç farklı koşulda gerçekleştirilmiştir. Homojenizasyon sonrası numuneler suda soğutulmuştur. Homojenizasyon işlemi sonrasında gerçekleşen mikroyapı değişimleri, optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskobu (SEM) ile incelenmiştir. Her bir fazın kimyasal bileşim değişiminin analizi için Enerji Dağılım Spektrometresi (EDS) kullanılmış ve sertlik değişimleri incelenmiştir. Döküm yapısı ve ana mukavemetlendirme mekanizması olan karbürlerin morfolojik değişimleri incelenmiş, Image J programı yardımıyla karbür hacim oranındaki değişim belirlenmiştir. Kutu alüminyumlama koşulları belirlenirken literatürden yardım alınmış ve proses 1040 C'de 4 saat gerçekleştirilmiştir. Proseste %70 Al2O3, %25 Al ve %5 Al3Cl kimyasal bileşimine sahip paketler kullanılmış, kaplama numunelerin bu paketlere gömülmesinin ardından gerçeklştirilmiştir. Proses öncesi yüzey hazırlıkları parlatılmış, kaba kesme sonrası ve farklı zımparalama koşulları olmak üzere farklı koşullarda gerçekleştirilmiş ve kaplama yapısı ile kaplama kalınlık dağılımına olan etkisi gözlemlenmiştir. Kaplama mikroyapısı, kalınlığı ve homojenliği optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskobu (SEM) ile incelenmiş, oluşan fazların kimyasal bileşim değişiminin analizi için Enerji Dağılım Spektrometresi (EDS) kullanılmıştır. Ayrıca nanoindentasyon yöntemiyle her bir kaplama tabakasının sertliği ölçülmüştür. Homojenizasyon süreleri ve sıcaklıkları arttıkça karbür morfolojilerinin başlangıçtaki sürekli ve çin yazısı morfolojisinin; süreksiz, ince ve küresel morfolojiye döndüğü, karbür oranının ve dolayısıyla malzemenin sertliğinin azaldığı, ancak karbür fazlarının kimyasal bileşiminde önemli bir değişim olmadığı gözlemlenmiştir. Homojenizasyon öncesi malzeme sertlği 36 HRC olarak belirlenmiştir. 1200 C'de 1 saat ısıl işlemin ardından karbür miktarında ve sertlikte önemli bir değişim gözlenmemiştir (35 HRC). 1250 C'de 1 saat ısıl işlem sonrasında döküm kondisyonun % 6 olan karbür miktarının % 3'e, sertliğin ise 30 HRC'ye düştüğü saptanmıştır. 1250 C'de 10 saat ısıl işlem yapılan numunelerde ise karbür miktarı % 2, sertlik ise 27 HRC olarak belirlenmiştir. Bu ısıl işlem sonrasında (Cr,W)23C6 karbürleri tamamen çözünürken NbC karbürleri Çin yazısı morfolojisinden küresel, ince ve homojen dağılmış morfolojiye dönüşmüştür. ThermoCalc hesaplamalarından da beklendiği üzere NbC karbürler tamamen çözünmemiştir. Döküm sonrası var olan dentritik yapının ise özellikle 1250 C'de 10 saat yapılan homojenizasyonun ardından giderildiği belirlenmiştir. Karbür miktarı ve malzeme sertliğinin doğru orantılı olarak azaldığı gözlemlenmiştir. Kutu alüminyumlama işlemi homojenizasyon ve döküm koşullarındaki numunelere uygulanmıştır, kaplama öncesi numuneler 400 grit zımpara kağıdı ile zımparalanmıştır. Her iki koşulda da aynı kaplama yapısı oluşmuştur. Kaplama kalınlığı literatürde aynı alaşım ve proses için görülen 60 μm kalınlığının aksine tersine 290 μm kalınlıkta elde edilmiştir. Ancak kalınlığın değişken olduğu, özellikle numune köşelerinde kaplama katmanlarının oluşmadığı gözlemlenmiştir. Kaplama sonrası altlık malzemede herhangi bir faz dönüşümü gerçekleşmemiştir. Kaplama sonrasında dört katmana sahip alüminat kaplama yapısı elde edilmiştir. Altlık malzemenin hemen üstünde yaklaşık 2 μm kalınlığında ince bir geçiş tabakası oluşmuştur. Bu ince tabaka testere dişi morfolojisine sahiptir ve altlık malzemeye iyi bir şekilde tutunmuştur. Bu tabakanın üzerinde yaklaşık 21 μm kalınlığında interdifüzyon tabakası ve 20 μm kalınlığında orta katman gözlemlenmiştir. Bu üç katmanda ince (Cr,W)23C6 karbürleri homojen bir şekilde dağılmıştır. Dış katman 240 μm kalınlığındadır ve kaplama kalınlığının yaklaşık % 85'ini oluşturmaktadır. Bu katmanda (Cr,W)23C6 karbürlerinin bulunmadığı ancak altlık malzemede bulunan NbC karbürlerin devam ettiği görülmüştür. Ayrıca Al2O3 yapılarına ve yer yer krater halini almış yatay çatlaklara da rastlanmıştır. Kaplamanın en dışında kolonsal yapı gözlemlenmiştir. Kaplama kalınlığını tüm kesit boyunca homojen hale getirmek için parlatılmış, 120 grit zımpara ve kaba kesme sonrası yüzeylere kaplama denemesi yapılmıştır. En iyi sonuçlar sırasıyla parlatılmış, kaba kesme sonrası, 120 grit zımpara ve 400 grit zımpara sonrasında alınmıştır. XRD analizi oluşan kaplama bileşiğinin Al13Co4 olduğunu göstermiştir. Kaplama katmanlarının sertliği nanoindentasyon metodu ile ölçülmüş, altlık malzeme sertliğine oranla tüm kaplama katmanlarının yüksek sertlik gösterdiği görülmüştür. İnterdifüzyon tabakasının sertliği 11,5 GPa'ken orta, dış ve en dış kolonsal bölgenin sertliği sırasıyla 12,4, 9,5 ve 9,4 GPa olarak ölçülmüştür.

Cobalt-based superalloys manufactured by casting are used in applications with corrosive environments, under high temperature and relatively moderate-low loads. Components manufactured from these alloys are expected to exhibit high thermal stability; thermal fatigue, creep and hot corrosion resistance. Cobalt-based superalloys contain several alloying elements and as a result, segregation is encountered in the structure. Segregation leads to the formation of undesirable phases in the microstructure and thus adversely affects the mechanical properties. In order to eliminate the negative effects of segregation in materials manufactured by casting, homogenization heat treatment is performed. This process is based on the principle of diffusion of alloying elements under certain temperatures and times. Cobalt based superalloys are used in such applications that corrosion environment is severe. The cobalt-formed CoO layer lacks protective properties; hence, various coatings are employed to mitigate oxidation and hot corrosion. The most widely used of these coatings for a long time are aluminide coatings. Aluminide coatings are currently applied by Pack aluminizing and chemical vapour deposition methods. Aluminide coatings increase the resistance against oxidation and hot corrosion thanks to the protective Al2O3 layer they form on the material surface. In this study, homogenization and pack aluminizing processes at different conditions were applied to a cobalt-based superalloy, which has been used as turbine stator material in the gas turbine engine industry for many years. Homogenization conditions were determined with the assistance of ThermoCalc software and carried out in three different conditions: 1 hour at 1200 C, 1 hour at 1250 C and 10 hours at 1250 C. After homogenization, the samples were cooled in water. The microstructural changes after homogenization were examined by optical microscopy and scanning electron microscopy (SEM). Energy Dispersive Spectrometry (EDS) was used to analyze the chemical composition changes of each phase and hardness changes were analyzed. The morphological changes of carbides, which are the structure of the casting and the main strengthening mechanism, were examined and the changes in the carbide volume fraction were observed with the help of Image J program. Pack aluminizing aluminide coating conditions were determined with the help of the literature. Pre-process surface preparations were carried out under different conditions and their effect on the coating structure was observed. Coating microstructure, thickness and unifomity were examined by optical microscope and scanning electron microscope (SEM), and Energy Dispersive Spectrometry (EDS) was used to analyse the chemical composition of the formed phases. It was observed that as the homogenization times and temperatures increased, the carbide morphologies changed from the initial continuous and chinese script morphology to discontinuous, thin and spherical morphology, the carbide ratio and therefore the hardness of the material decreased, but there was no significant change in the chemical composition of the carbide phases. It was determined that the dentritic structure existing after casting was eliminated especially after homogenization at 1250 C for 10 hours. Pack aluminizing coating was carried out at 1040 C for 4 hours to both as cast and homogenized samples based on the literature. The same coating structure was formed in both conditions. Coating thicknesses up to 290 μm were observed, but the thickness distribution was uneven, especially at the corners of the sample, no coating layers were observed. There was no phase transformation in the substrate material after coating. After coating, an aluminide coating structure with four layers was obtained. A thin transition layer with a thickness of about 2 μm was formed just above the base material. This thin layer has a sawtooth morphology and is strongly adhered to the substrate. Above this layer, an interdiffusion layer with a thickness of about 21 μm and a middle layer with a thickness of 20 μm were observed. In these three layers, fine (Cr,W)23C6 carbides are homogeneously distributed. The outer layer was 240 μm thick and accounted for about 85% of the coating thickness. It was observed that (Cr,W)23C6 carbides were absent in this layer, but NbC carbides present in the base material persisted throughout the coating. Al2O3 structures and cratered horizontal cracks were also observed. A columnar structure was observed at the very outside of the coating. In order to homogenize the coating thickness across the entire cross-section, coating trials were carried out on the surfaces after polished, 120 grid sanding and rough cutting. The best results were obtained after polishing, rough cutting, 120 grid sanding and 400 grid sanding, respectively. XRD measurement showed that the coating compound formed was Al13Co4.