sürtünme karıştırma kaynağı

Transkript

SÜRTÜNME KARIŞTIRMA KAYNAĞI
ARAŞTIRMA PROJESİ
Hazırlayanlar : Emrah GÜLEÇ
Mustafa İlhan UYSAL
Dokuz Eylül Üniversitesi
Makina Mühendisliği Bölümü (2006)
www.teknikbelgeler.com
Page 1
Giriş
1991 yılının Aralık ayında Wayne Thomas ve onun iş arkadaşlarından oluşan bir takım tarafından icat
edilip deneysel olarak kanıtlanmıştır. Patenti, İngiltere-Cambridge’deki The Welding Institute(TWI)’a aittir.
Sürtünme karıştırma kaynağı(skk) işlemi metallerin füzyon ya da dolgu maddeleri olmadan
birleştirilmesini içerir. Diğer sürtünme kaynaklarında kaynaklanacak parçalar birbiri üzerinde hareket
ettirilirken, bu yöntemde tablaya alın alına sabitlenmiş parçalar birbirine sürtünmezler.
Sürtünme Karıştırma Kaynağının(Friction Stir Welding) Şematik Gösterimi
Usül, karıştırıcı(batıcı) uç olarak adlandırılan ve yüksek devirde dönen omuzlu bir pimin, kaynak
edilecek parçalar bir tabla üzerinde alın alına getirilip sabitlendikten sonra, bu parçaların içine daldırılarak
sürtünmeden dolayı oluşan ısının tesiriyle parçaları yumuşatması ve çamurumsu bir kıvama gelen malzemenin
karıştırılması ve pimin omuz kısmı tarafından sıvanması yoluyla, kaynak yapılacak parçalar boyunca
ilerletilmesi sayesinde parçaların birleştirildiği bir sürtünme kaynağı yöntemidir. Ulaşılan en yüksek sıcaklık
erime sıcaklığının 0.8 katıdır.
Page 2
SKKnın Mikroyapısal Sınıflandırılması
Mikroyapıların ilk sınıflandırma çalışmaları P. L. Threadgill tarafından yapılmıştır(Bulletin,Mart 1997).
Bu çalışma temel olarak alüminyum alaşımları hakkında varolan bilgilere dayanıyordu. Bununla birlikte,
alüminyum alaşımlarının davranışlarını birçok metalik malzemelere genellemenin doğru olmadığı açığa çıkmıştı.
Şema bütün malzemeleri kapsayamazdı. Böylece şu an kullanılan gözden geçirilip düzeltilmiş şemanın
kullanılması önerildi. Bu şema TWI tarafından geliştirildi, ama sanayideki ve akademilerdeki bazı kişiler
tarafından tartışılmaktadır. Aynı zamanda Sürtünme Karıştırma Kaynağı Ruhsatları Kurumu(FSW Licensees
Association) tarafından da kabul edilmiştir. Sistem, kaynak bölgesini aşağıdaki 3 farklı bölgeye ayırıyor:
1.
Isının Tesiri Altındaki Bölge(ITAB): Kaynak merkezinin yakınında olan bu bölgede, malzeme,
mikroyapıyı ve/veya mekanik özellikleri değiştiren bir ısıl çevrim geçiriyor. Bununla birlikte, bu alanda
plastik deformasyon oluşmuyor. Diğer sistemlerde bundan, “sıcaklığın tesiri altındaki bölge” olarak söz
ediliyordu.
2.
Termomekanik Olarak Etkilenen Bölge(TEB): Bu bölgede, skk takımı yüzünden malzeme plastik
olarak deformasyona uğruyor ve işlemden gelen ısı, malzemede biraz etki bırakıyor. Alüminyumda, bu
bölgede yeniden kristalleşme olmadan belirgin plastik özellikler elde etmek mümkündür ve TEB’in
yeniden kristalleşmiş bölgesi ile deforme olmuş bölgesi arasında genellikle farklı bir sınır vardır.
Önceki sınıflandırmada bu iki alt bölge farklı mikroyapısal bölgeler olarak ele alınmıştı. Bununla
birlikte, diğer malzemeler üzerinde yapılan sonraki çalışma, alüminyumun diğer birçok malzemeden
farklı davrandığını, yüksek sıcaklıkta yeniden kristalleşmeden çok fazla deforme olabileceğini
göstermiştir. Diğer malzemelerde, farklı yeniden kristalleşen bölge(külçe) mevcut değildir ve TEB’in
hepsinin, yeniden kristalleşmekte olduğu görülür. Ferritik çelikler ve a-b titanyum alaşımları(ör:Ti-6Al4V) gibi malzemelerde ısıl indüksiyon faz dönüşümünden dolayı mikroyapıyı anlamak zorlaşır ve bu
ITAB ile TEB sınırının kesin olarak teşhisini güçleştirir.
3.
Dinamik Olarak Yeniden Kristalleşen Bölge(DKB): Alüminyum alaşımlarındaki, TEB’deki yeniden
kristalleşen bölge geleneksel olarak külçe adıyla anılır. Bu terim, tanımlayıcı olmakla birlikte pek de
bilimsel değildir. Bununla birlikte kullanımının yaygınlaşması ve bilimsel değer olarak eş anlamlı başka
bir kelimenin olmaması nedeniyle bu terim benimsenmiştir. Takım omzunun doğrudan doğruya altında
bulunan bölgenin(TEB’in bir parçası olduğu açıktır), tane yapısı farklı olduğu için ayrı bir kategoriye
girmesi öne sürülmüştür. Buradaki mikroyapı, omzun arka yüzünün sürtmesiyle kararlıdır ve malzeme
maksimum sıcaklığının altına soğutulabilir. Bu alanın TEB’in farklı bir alt bölgesi olarak ele alınması
kabul edilmiştir.
Page 3
Sürtünme karıştırma kaynağında oluşan kaynak bölgesi iç yapısının şematik görünümü
A:Isının Tesiri Altındaki Bölge(ITAB) , B:Termodinamik Olarak Yeniden Kristalleşen Bölge(TEB) ,
C:Dinamik Olarak Yeniden Kristalleşen Bölge(DKB)
Kaynak Kuvvetleri
Kaynak sırasında takımın üzerine birtakım kuvvetler etkir:

Takımın pozisyonunu malzeme yüzeyinde yada yüzeyinin altında tutmak için aşağıya doğru bir kuvvet
gerekir. Bazı skk makinaları yük kontrolü altında çalışırlar ama birçok durumda takımın dikey
pozisyonu önceden ayarlanmıştır ve yük kaynak sırasında çeşitlilik gösterir.

İlerleme kuvveti takımın hareketine paralel olarak ve ilerleme yönünde pozitif olarak etkir. Bu kuvvet,
malzemenin, takımın ilerleme hareketine karşı gösterdiği dirençten oluşur. Takımın etrafındaki
malzemenin sıcaklığı arttırılarak bu kuvvetin azalacağı düşünülebilir.

Yanal kuvvet takımın ilerleme yönüne dik yönde etkir ve kaynağın ilerleyen yanına doğru pozitif olarak
tanımlanır.

Takımı döndürmek için, değeri aşağıya doğru olan kuvvete ve sürtünme katsayısına(kayma sürtünmesi)
ve/veya çevre bölgedeki malzemenin akma mukavemetine(batma sürtünmesi) bağlı olan bir tork
gereklidir.
Takımın ve ona bağlı olarak makina aksamının kırılmasını yada fazla aşınmayı ve yırtılmayı önlemek
için kaynak çevrimini, takımın üzerine gelen kuvvetleri mümkün olduğunca az olmasını sağlayarak ve ani
değişiklikleri önleyerek, değiştirmek gerekir.
Önemli Kaynak Parametreleri
Takımın Devir Hızı ve İlerleme Hızı
Skk’da dikkate alınan iki takım hızı vardır; takımın dönme hızı ve ara yüzeyde ilerleme hızı. Başarılı ve
verimli bir kaynak çevrimi elde etmek için bu parametrelerin seçiminin dikkatlice yapılmasının büyük önemi
vardır. Kaynak sırasındaki ısı girdisiyle kaynak hızı arasında karmaşık bir ilişki vardır fakat genellikle devir
hızını arttırmanın yada ilerleme hızını azaltmanın daha sıcak bir kaynakla sonuçlanacağı söylenebilir. Başarılı bir
kaynak oluşturmak için takımı çevreleyen malzemenin, gereken geniş plastik akışı mümkün kılmak için
Page 4
yeterince sıcak olması ve takım üzerine gelen kuvvetleri mümkün olduğu kadar azaltması gereklidir. Eğer
malzeme çok soğuksa karışma bölgesinde boşluklar ve diğer kusurlar oluşabilir, hatta uç vakalarda takım
kırılabilir!
Diğer taraftan, aşırı derecede yüksek ısı girdisi, kaynağın son özelliklerine zarar verebilir. Bu, kuramsal
olarak düşük erime sıcaklığı fazlarının sıvılaşması nedeniyle kusurlarla sonuçlanabilir(füzyon kaynaklarındaki
sıvılaşma çatlağında olduğu gibi). Kaliteli bir kaynak oluşturacak işlem parametreleri sahası olan “işleme
penceresi” kavramına, rekabet talepleri yön verir. Bu pencere içinde yapılan kaynak, yeterli malzeme
plastikliğini sağlamak için yeterince yüksek ısı girdisine sahip olacak ama bu sıcaklık kaynak özelliklerini aşırı
biçimde azaltmayacak kadar yüksek olmayacaktır.
Takımın Eğimi ve Batma Derinliği
Batma derinliği, omzun kaynaklanan plaka yüzeyinin altındaki en alt noktasının derinliği olarak
tanımlanır ve kaynak kalitesini sağlamak için kritik bir parametre olarak kabul edilir. Omzu plaka yüzeyinin
altına batırmak, takımın altındaki basıncı arttırır ve takımın arkasındaki malzemenin yeterince dövülmesini
sağlamaya yardım eder. Takıma 2 - 4° eğim vermenin, örneğin takımın arkasını önünden daha aşağıya
getirmenin, bu dövme işlemine yardımcı olduğu görülmüştür. Gereken aşağıya doğru olan basıncın elde
edilmesini ve takımın kaynak yerine tamamen nüfuz etmesini sağlamak için batma derinliği doğru olarak
ayarlanmalıdır. Gereken büyük yüklerin verilmesiyle kaynak makinasının yönü değişebilir. Batma derinliğinin
nominal ayarlara kıyasla azaltılması, kaynakta hataların oluşmasıyla sonuçlanabilir. Diğer taraftan, batma
derinliğinin fazla olması, pimin plaka yüzeyinin arkasına sürtmesiyle sonuçlanabilir. TWI, takımın kaynak
plakası üstündeki yerini koruyan bir silindir sistemi geliştirirken, çeşitli yük kaynakçıları takım yer
değiştirmelerini otomatik olarak karşılamayı geliştirdi.
Takımın Tasarımı
İyi bir takım, hem kaynak kalitesini hem de mümkün olan maksimum kaynak hızını
geliştirebileceğinden takımın tasarımı kritik bir faktördür.
Takım malzemesinin kaynak sıcaklığında yeterince mukavim, sert ve dayanıklı olması istenir. Bunlara
ilave olarak oksitlenmeye karşı direncinin iyi olması, ısı kaybını ve makina aksamına verilen sıcaklık hasarını
mümkün olduğunca azaltmak için düşük bir ısıl iletkenliğe sahip olması gerekir. AISI H13 gibi sıcak işlenmiş
çeliğin, 0,5 - 50mm kalınlığındaki alüminyum alaşımlarının kaynağında çok iyi olduğu kanıtlanmıştır fakat
yüksek aşındırıcı metal matriks kompozitleri yada çelik ve titanyum gibi daha yüksek ergime sıcaklıklı
malzemeler gibi daha çok talep edilen uygulamalar için daha gelişmiş takım malzemeleri gerekmektedir.
Skk’da, yeterli hidrostatik basınç elde edilemezse kaynaklanan levhaların tabana yakın kısımlarında
soğuk birleşme(yetersiz nüfuziyet) oluşur. Bu sorun yukarı doğru hareket etme eğilimindeki çamur kıvamındaki
malzemenin aşağıya doğru hareketini kolaylaştırıp kaynak dikişinde kalmasını sağlamakla çözülür. Bunun için
Page 5
de takım tasarımında bazı değişiklikler yapılır. Takım tasarımındaki gelişmeler, üretimde ve kalitede tatmin edici
gelişmelerin elde edilmesini sağlamıştır. TWI, işleme derinliğini arttırmak ve bu şekilde kaynaklanabilir plaka
kalınlığını arttırmak için özel olarak tasarlanmış takımlar geliştirmiştir. Bunlardan, Whorl tasarımında üzerinde
çeşitli kanallar ve yivler olan konik bir pim aracılığıyla malzemenin aşağıya doğru olan akışı düzenlenir. Bunun
dışındaki tasarımlar, Triflute ve Trivex serilerini içerir. Triflute, takımın hacmini daha da azaltır. Takımın
çevresindeki malzeme hareketini arttırır. Böylece takım, malzeme akışına yardım eder ve yüzeydeki oksitleri
dağıtıp yayar. Trivex takımları daha basit, silindirik olmayan bir pim kullanır ve kaynak sırasında takıma gelen
kuvvetleri azalttığı görülmüştür. Karıştırıcı uç üzerine verilen bu profiller sayesinde, kaynak bölgesindeki
malzemenin omuz altından kaybı sonucu kaynak dikişi içerisinde oluşan tünel şeklinde boşluk probleminin de
giderilmesi sağlanır.
Takımların çoğunluğunda, pimin dönmesiyle yer değiştiren malzeme için bir kaçış hacmi oluşturan
içbükey profile sahip omuz vardır. Bu sayede malzemenin, omzun yan taraflarından çıkması önlenir ve aşağıya
doğru olan basınç korunur. Dolayısıyla takımın arkasındaki malzeme iyi dövülür. Triflute takımının omzunda
bunlardan farklı olarak yüzeyde kanallar bulunur. Omuz üzerindeki bu kanallar kaynak sırasında dışarı kaçmaya
çalışan malzemeyi engeller ve takım ucundaki hidrostatik basıncı arttırır.
Tek parça karıştırıcı uç kullanıldığında, kaynak sonuna ucun çekilmesi sonucu boşluk kalır. Bu sorunu
gidermek için bilgisayar ile otomatik olarak kontrol edilebilen ve geri çekilebilen özel karıştırıcı uçlar
geliştirilmiştir. Kaynak sonunda bu otomatik olarak geri çekilebilir uçlar, dönme hareketi devam ederken yavaş
yavaş çekilerek boşluk kalmadan kaynak işlemi tamamlanır.
Yeni araştırılan omuz profilleri, takım omzu ile iş parçası arasında daha iyi bir kavrama sağlamak için
tasarlanmaktadır. Bu, yoğrulan malzemenin dışarı çıkmasını önlemek için sürtünme irtibatı sağlanmasını
gerçekleştirecektir. Büyük kepçeler, helezonlar ve ortak merkezli yivler gibi özel profiller sayesinde yoğrulan
malzemenin içeride tutulması ile geliştirilmiş kavramalar elde edilmiştir. Ortak merkezli yivlerden oluşan omuz
profilleri, yoğrulan işparçası malzemesinin en üstündeki yüzey tabakalarının gelişmiş hareketini sağlarlar.
Dönme ve ilerlemenin birleşimi, bu ortak merkezli yivlerin kaynak hattında devam eden sıra halindeki zikloidal
yollar sağladığı anlamına gelir.
Çeşitli Whorl Takımı Konfigürasyonları
Page 6
75mm kalınlığındaki AA6082T6 alaşımının kaynağında Whorl takımının kullanılması, kaynağın bitmiş hali ve kaynak dikişinin görüntüsü
MX Triflute pimin ilham kaynağı olan deniz kabuğu, MX Triflute serisi pimin resim ve şematik çalışma şekli
MX Triflute ve Flared-Triflute tasarımları
Flared Triflute Probe ile yapılmış olan bindirme kaynağında kaynak arayüzeyinin görünümü
Page 7
SKK İşleminin Avantajları
İşlemin avantajları, skk’nın, birleştirilen malzemelerin erime sıcaklığının altında, katı fazda
gerçekleşmesinden kaynaklanmaktadır. O nedenle 2000 ve 7000 serisi alüminyum alaşımları ve Al-Li alaşımları
gibi füzyon kaynaklarıyla birleştirilmesi zor olan malzemeleri birleştirme kabiliyetine sahiptir. Skk özel olarak
tasarlanmış ekipman veya diğer kaynak yöntemleri için geliştirilmiş ekipmanların uyarlanmış biçimlerini
kullanabilir. Otomasyona ve robotik uygulamaya çok uygundur. Kolayca freze makinasına uyarlanabilir. Diğer
avantajları şöyledir:

Deformasyonu düşüktür(uzun kaynaklarda da geçerli).

Kaynak yeri yorulma, çekme ve eğilme testleriyle kanıtlanan üstün mekanik özelliklere sahiptir.

Gaz oluşmaz.

Gözeneklilik oluşmaz.

Sıçrama gerçekleşmez.

Büzülme çok düşüktür.

Her pozisyonda çalıştırılabilir(yatay, dikey, vb.).

Enerji bakımından verimlidir.

Erimeyen takım kullanılır.

Bir takım, 6000 serisi alüminyum alaşımlarında genellikle 1000m kaynak uzunluğuna kadar
kullanılabilir.

Dolgu malzemesine gerek duyulmaz.

Alüminyumun kaynağında gaz maskesi kullanılmaz.

Kaynakçı sertifikasına ihtiyaç duyulmaz.

Kaynak öncesi yüzey hazırlama aşırı kritik değildir, ince oksit tabakaları tolere edilebilir.

Birleşme yerinin altında ve üstünde çıkıntı minimum oluşur, dolayısıyla seri imalatta pahalı olan
bileme, fırçalama veya parlatma işlemlerine ihtiyaç duyulmaz.

50mm’den daha kalın alüminyum ve bakır, tek geçişte kaynatılabilir.

Alın ve bindirme kaynağı yapılabilir.

Çok temiz ve çevreci bir kaynak yöntemidir.
SKK İşleminin Dezavantajları
Skk’nın sınırlamaları, yoğun araştırmalar ve geliştirmelerle azaltılmaktadır. Bununla birlikte skk’nın şu
anki sınırlamaları şunlardır:

Her malzemenin kaynağı mümkün değildir. Sadece mukavemeti ve ergime derecesi düşük
malzemelerin kaynağına uygundur.

İş parçaları çok sıkı tespit edilmelidir.

Tek parçalı karıştırıcı uç kullanıldığında kaynağın sonunda delik kalır.

Destek çubuğuna ihtiyaç duyulur.

Elle ve arkla yapılan işlemlerden daha az esnektir(değişik kalınlıktaki ve doğrusal olmayan kaynak
yerlerinde zorluklar yaşanır.).
Page 8

Kaynak hızı, bazı ergitme kaynaklarından düşüktür(tipik olarak 5mm kalınlıktaki 6xxx serisi Al alaşımı
levhalarda 750mm/dk civarında).

Özellikle kalın levhaların kaynağında parçaları birarada tutmak için büyük kuvvetlere, çok güçlü
tezgahlara ihtiyaç duyulur.
Kullanım Alanları
Gemi Yapımı ve Denizcilik Sanayisi
Bu iki sanayi sektörü, bu işlemi ticari uygulamalarda benimseyen ilk iki sektördür. Balıkçı gemilerinde
derin dondurucular için içi boş alüminyum paneller üretildi. Bu paneller Sapa’da, skk ile kaynaklanan
alüminyum ekstrüzyonlarından yapıldı. Japonya’da alüminyum peteklerin ve deniz suyuna dirençli panellerin
yapımında bu işlem kullanıldı. Paneller, 5 tane 250mm genişliğinde 5083 alüminyum alaşımı ekstrüzyonların
birleştirilerek 1250x5000mm boyutlarına getirilmesiyle elde edilmiştir. Kaynak kökünün düzgünlüğünün iyi
olmasından dolayı gemi kabin duvarlarında kullanılır. İşlem aşağıdaki uygulamalar için uygundur:

Güverteler için paneller, bordalar, gemi bölmeleri ve zeminleri

Alüminyum ekstrüzyonları

Çok büyük yük gemileri ve üstyapılar

Helikopter iniş alanları

Kıyıdan uzak barınaklar

Denizcilik ve taşımacılık yapıları

Gemi direkleri ve bumbalar, ör. yelkenli botlarda

Soğutma tesisatları
Yüksek hız feribotlarında kullanılan ekstrüzyon panellerinin sürtünme karıştırma kaynağı ile birleştirilmesi
Balık bloklarını hemen dondurmadan önce preslemek için kullanılan Sapa skk alüminyum paneli. Panel iki taraftan da kaynaklanmıştır.
Page 9
Sumitomo Light Metal tarafından yapılan, 5083-H112 alüminyum alaşımı ekstrüzyonundan yapılmış büyük alüminyum gemi paneli
Havacılık Sanayisi
Şu an havacılık sanayisi, prototipleri ve üretim parçalarını skk ile kaynaklamaktadır. Askeri ve sivil
havacılıkta kabukları direklere, pervazlara ve boyuna kirişlere kaynaklama fırsatları bulunmaktadır. Uç
kubbelerin yüksek kaliteli silindirik tankların içine skk yöntemleri ile kaynaklanması kriyojenik oksijen depoları
için geliştirilmiştir. Son dairesel kaynak yapılmadan önce bir alüminyum destek halkanın tankın içine geçirilerek
büzülmesi tavsiye edilmiştir. Böylece bağlantı üç parçadan oluşmuştur : uç kubbe, silindirik kabuk ve destek
halkası. Boeing, Delta II roketinin kademeler arası modülünde skk’yı uygulamıştır ve bu roket Ağustos 1999’da
başarıyla fırlatılmıştır. Boeing şirketindeki The Phantom Works, çeşitli uçak füzeleri ve uzay uygulamaları için
ince alın, bindirme, T-bağlantılarında ve kalın alın bağlantılarında skk çalışmalarını sürdürmektedir. Eğrisel
düzlemlerde bu bağlantı biçimlerini kaynaklamak istenir çünkü bu sayede karmaşık uçak parçaları
kaynaklanabilecektir. Birçok perçinin yerini büyük oranda skk’ya bıraktığı Eclipse 500 uçağı birçok tasdik uçuşu
yapmıştır. Bu, perçinlemeyle ve katıya şekil vermeyle karşılaştırıldığında üretim maliyetinde azalma ve
ağırlıktan tasarruf gibi kayda değer avantajlar sunmaktadır. Uzay araçlarının Al alaşımlı yakıt tanklarının
uzunlamasına alın kaynağında skk başarıyla kullanılmaktadır. İşlem, ticari olarak uygun tabakalara şekil
vermeden önce kaynak yaparak tabakaların boyutlarını arttırmak için de kullanılabilir. İşlem böylece şunlar için
göz önünde bulundurulabilir:

Kanatlar, uçak gövdeleri

Uzay araçları için kriyojenik yakıt tankları

Havacılıktaki yakıt tankları

Askeri uçaklarda dış atım tankları

Askeri ve bilimsel roketler

Hatalı MIG kaynaklarının tamiri
Space Shuttle External Tank Projesi ve Marshall Space Flight Center Laboratuarları’ndaki skk sistemlerinden görüntüler
Page 10
Demiryolu Sanayisi
İçi oyuk profiller ve T-sertleştirici ekstrüzyonlar, demiryolu sanayinde akım çevirici ve hızlı trenlerin
üretimi için skk ile kaynaklanırlar. Uygulamalar aşağıdakileri kapsar:

Hızlı trenler

Demiryollarının dönen aksamları, yer altı yolcu vagonları, tramvaylar

Demiryolu tankerleri ve kargo vagonları

Vagon gövdeleri
Japonya’da Skknın kullanıldığı hızlı tren ve bu yöntem ile kaynağı yapılan alüminyum paneller
Kara Taşımacılığı
Skk şu an ticari olarak kullanılmaktadır ve birçok otomotiv şirketi ve onlara mal sağlayan firmalar
tarafından ticari uygulamalarda benimsenmiştir. Japonya’daki Showa Aluminum ve Tokai Rubber firmaları
kalıptan çekilmiş uç parçaları 20 - 30mm çaplarındaki tüplere bağlayarak süspansiyon kolları üretmişlerdir.
Süspansiyon kolunun kauçuğu yeni montaj yönteminin düşük ısı girdisine bağlı olarak kaynaktan önce vulkanize
edilebilir. Norveç, Havik’teki Hydro Aluminium tarafından yeni bir teknikle bir araba jantının iki parçasının skk
ile birleştirilmesi icat edilmiş ve prototip parçaların imalinde başarıyla kanıtlanmıştır. Avustralya’daki Simmons
Wheels şirketi sarılmış 6061-O alüminyum tabakasından araba jantı parçası üreten yeni bir yöntem geliştirmiştir.
Bu yöntemi ilk önce, önceden şekil verilmiş bir silindirin birçok jant parçasına ayrılması, sonra son kaynak ile
istenilen jant şekline getirilmesi ve son olarak bu parçaya ısıl işlem uygulayıp istenen T6 kıvamına getirilmesi
olarak tarif etmektedirler. Uygulamalar aşağıdakileri kapsar:

Motor ve şasi yatakları

Tekerlek jantları

Kamyon gövdeleri

Tırlar

Seyyar vinçler

Zırhlı araçlar

Yakıt tankerleri

Karavanlar

Otobüsler ve havaalanı taşıma araçları
Page 11

Motosiklet ve bisiklet gövdeleri

Mafsallı asansörler ve bina aralarındaki köprüler

Alüminyum arabaların tamiri

Magnezyum ve magnezyum/alüminyum mafsallar
Jantın skk ile tekerlek göbeğine kaynaklandığı Hydro Aluminium’un hafif alaşımlı araba tekeri
Skk ile kaynaklanmış bir alüminyum bağlantı elemanı
Diğer Sanayi Sektörleri

Elektrik motoru muhafazalarında(henüz yapım aşamasında)

Soğutma panelleri

Pişirme gereçleri ve mutfaklar

Gaz tankları ve gaz silindirleri

Mobilyalar

Beyaz eşyalar

Diğer birçok uygulamalar
Alüminyumun yumuşak çelik plakaya skk ile kaynaklanmasıyla yapılan mekanik kilit ön çalışması
Page 12
ALÜMİNYUM
Alüminyum (veya aluminyum, Simgesi Al). Yumuşak ve hafif bir metal olup mat gümüşümsü
renktedir. Bu renk, havaya maruz kaldığında üzerinde oluşan ince oksit tabakasından ileri gelir. Zehirleyici ve
manyetik değildir. Kıvılcım çıkarmaz. Saf alüminyumun çekme dayanımı yaklaşık 49 MPa iken
alaşımlandırıldığında bu değer 700 MPa'a çıkar. Yoğunluğu, çeliğin veya bakırın yaklaşık üçte biri kadardır.
Kolaylıkla dövülebilir, makinada işlenebilir ve dökülebilir. Çok üstün korozyon özelliklerine sahip olması,
üzerinde oluşan oksit tabakasının koruyucu olmasındandır. Doğada genellikle boksit cevheri halinde bulunur ve
oksidasyona karşı üstün direnci ile tanınır. Bu direncin temelinde pasivasyon özelliği yatar. Endüstrinin pek çok
kolunda milyonlarca farklı ürünün yapımında kullanılmakta olup dünya ekonomisi içinde çok önemli bir yeri
vardır. Alüminyumdan üretilmiş yapısal bileşenler, uzay ve havacılık sanayii için vazgeçilmezdir. Hafiflik ve
yüksek dayanım özellikleri gerektiren taşımacılık ve inşaat sanayiinde geniş kullanım alanı bulur.
Alüminyum (Al)
H Periyodik cetvel
He
Li Be
B
C
N
O
F
Ne
Na Mg
Al Si
P
S
Cl
Ar
K Ca Sc Ti V Cr Mn Fe Co Ni Cu Zn Ga Ge As Se
Br Kr
Rb Sr Y Zr Nb Mo Tc Ru Rh Pd Ag Cd In
Sn
Sb
Te
I
Pt Au Hg Tl Pb
Bi
Po
At Rn
Cs Ba
Hf Ta W Re Os Ir
Fr Ra
Ku Db Sg Bh Hs Mt Ds Uuu Uub Uut Uuq Uup Uuh Uus Uuo
La Ce Pr Nd Pm Sm Eu Gd Tb Dy Ho Er
Ac Th Pa U
Atom
numarası
Xe
Element
serisi
Np Pu Am Cm Bk Cf
Tm Yb Lu
Es Fm Md No Lr
Temel Özellikleri
Grup, periyot, blok
Görünüş
Atom ağırlığı
(g/mol)
Elektron
dizilimi
26,9815386(8)
Ne 3s2 3p1
Gümüşümsü
13
Metaller
3A grubu, 3. periyot,
p bloğu
Fiziksel Özellikleri
Maddenin
hali
Yoğunluk
(g/cm³)
Sıvı haldeki
yoğunluğu(g/cm³)
Ergime
noktası
(°C)
Kaynama
noktası
(°C)
Ergime
ısısı
(kJ/mol)
Buharlaşma
ısısı
(kJ/mol)
Katı
2,70
2,375
660,32
2519 °C
10,71
294,0
Isı
kapasitesi
(J/(mol·K))
(25 °C’de)
24,2
Page 13
Atom Özellikleri
Kristal
yapısı
Yükseltgenme
seviyeleri
Elektronegatifliği
İyonlaşma
enerjisi(kJ/mol)
Atom
yarıçapı(pm)
Kovalent
yarıçapı(pm)
Van der
Waals
yarıçapı(pm)
Yüzey
Merkezli
Kübik
(3+) (amfoter
oksit)
1,61 Pauling
ölçeği
577,5
125
118
?
Elektrik direnci
(nΩ·m) (20°C'de)
Isıl iletkenlik
(W/(m·K))
26,50
237
Diğer Özellikleri
Isıl genleşme
Ses hızı
(µm/(m·K))
(m/s)
(25°C'de)
(20°C'de)
23,1
5000
Mohs
sertliği
2,75
Vickers
sertliği
(Mpa)
167
Brinell
sertliği
(Mpa)
245
Alüminyum Alaşımlarının Kimyasal Yapısına Göre Sınıflandırılması
Alüminyuma çeşitli özellikler vermesi için çeşitli metaller karıştırılır. İlave edilen metallere göre
sınıflandırma yapılır. Bir alaşım 4 rakamdan oluşan notasyon ile tanımlanır. Birinci rakam, alüminyum ilâve
edilen esas metali gösterir. ABD normlarına göre ;
1XXX
: Alaşımsız aluminyum
2XXX
: Bakırlı aluminyum alaşımı
3XXX
: Manganezli aluminyum alaşımı
4XXX
: Silisyumlu aluminyum alaşımı
5XXX
: Magnezyumlu alüminyum alaşımı
6XXX
: Silisyum ve magnezyumlu alüminyum alaşımı
7XXX
: Çinkolu alüminyum alaşımı
8XXX
: Demir ve silisyumlu alüminyum alaşımı
9XXX
: Yeni bulunan alaşımlar (Örnek: Lityumlu alaşımlar)
Alüminyum ve Alaşımlarının Kaynak Kabiliyeti
Alüminyum ve alaşımlarının kaynak kabiliyeti aşağıdaki iki olay ile açıklanabilir:
1) Yüzeyde, alüminyumdan daha güç eriyen (2030 °C) ve yoğunluğu daha yüksek olan alümin (Al 2O3)
oluşması, metal ve alaşımlarının, kaynağa elverişli olmamasına sebep olmaktadır. Bunun varlığı, dikişinin
devamlı olmasını sağlayacak erimiş damlacıkların, bağ oluşturmasına engel olmaktadır. Bu zorluğu ortadan
kaldırmak için, alümini eriten ve temizlenmesi kolay olan, bir cüruf oluşturan özel bir örtü kullanılır.
2) Bazı alaşımlarda kaynak esnasındaki ısıl çevrim, ana katı eriyik içinde bulunan bileşenlerin, erimiş
bölge veya esas malzemede çökelmesine sebep olmaktadır. Bu çökelme, mekanik özellikleri ve kimyasal etkilere
karşı dayanıklılığı azaltmaktadır.
3) Dövme alaşımlar; koruyucu gaz altında kolaylıkla kaynak edilebilirler. Isıl işlem görmemiş
alaşımlara el kaynağı yapıldığı zaman, mukavemetleri, kaynak yapılmamış aynı alaşıma göre daha düşük
olmaktadır. Bilindiği gibi kaynak yerinde üç ayrı bölge oluşur :
- Erime bölgesi, ısıdan etkilenmiş bölge, ısıdan etkilenmemiş bölge(değişikliğe uğramayan bölge).
Page 14
Isıl işlem görmüş alaşımlarda, tel halinde çekilebilme özelliği azalmaktadır. Kaynaktan sonra
yaşlandırma sertleşmesi yapılırsa dayanıklılık artar.
Alüminyum Alaşımların Kaynağı
Tabii Sert Hadde Alaşımlar
AlMn alaşımı esas malzeme ile aynı karışımdaki veya AlSi5 alaşımından çubuklarla kaynak yapılır.
Az miktarda magnezyum ihtiva eden (%1-3mg) AlMg alaşımlarının kaynak kabiliyetleri oldukça iyi
olur, esas malzeme karışımında bulunan çubuklarla kaynak yapılır. yüksek magnezyumlu alaşımların
kaynağında, yüzeyde gözle görülmeyen bazı çatlaklar meydana gelir. Bundan ötürü parça, kaynatılmadan önce
hafif bir ısıtmaya tabii tutularak çabuk kaynak yapılması gerekir. Bu suretle aynı karışımdaki AlMg 5 alaşımının
kaynağı yapılabilir. Ayrıca kaynağın dip kısımlara nüfuz etmesi için de bakır altlıklar kullanılmalıdır. AlMg7
alaşımının kaynağı oldukça zordur. Bu alaşım, sıcağa karşı hassas olduğundan AlMg 5 alaşımında söylenen
hususlara burada da dikkat edilir, ancak kısa dikişleri kaynak yapmak mümkündür.
AlMgMn alaşımı aynı karışımlı kaynak çubuklarıyla mükemmel kaynak yapılabilir.
Isıl işlemde Sertleşen Hadde Alanı
AlCuMg alaşımının kaynağı için aynı karışımda bulunan veya AlSi 5 alaşımındaki çubuklar kullanılır.
Kaynak kabiliyeti iyidir. Fakat kaynağın, ısıl işlemle sertleşmeden önceki durumda yapılması gerekir. Aksi halde
geçiş bölgelerindeki mukavemet çok düşer ve kaynaktan sonra ısıl işleme tabii tutulsa bile başlangıçtaki
mukavemet elde edilmez.
AlMgSi alaşımının kaynağı için de esas malzeme ile aynı karışımda bulunan veya AlSi5 alaşımından
mamul çubuklar kullanılır. Isıl işlemle sertleştirilmeden önce kaynak yapılması gerekir.
Döküm Alaşımları
Döküm alaşımlarının kaynaktan önce petrol veya trikolaratilerle temizlenmesi ve çatlak yerlerinin
mevcutsa iyi bir şekilde meydana çıkarılması gerekir. İç gerilmelere mani olmak için parçanın bir ocakta ön
ısıtmaya tabii tutulması iyi sonuçlar verir. Parçanın kaynaktan sonra yine ocak içerisinde yavaş soğumaya
bırakılması gerekir. AlSi alaşımlarını dekapan kullanılmadan da kaynak yapmak mümkündür. Kaynak
çubuklarının, esas malzeme ile aynı karışımda döküm çubuklar olması gerekir.
Alüminyum ve alaşımlarının kaynağı, çeliğin kaynağına nazaran şu sebeplerden dolayı daha zordur:
1) Alüminyum yüzeyinde, gerek sıvı gerekse katı halde iken havayla temas halinde kaldığı süre zarfında
gayet ince ve sıkı bir alüminyum oksit tabakası meydana gelir. Bu oksit tabakasının özgül ağırlığı
alüminyumunkinden küçük olduğu için daima kaynak esnasında ergimiş banyonun üzerini örter. Bu suretle
kaynak çubuğundan ergiyerek düşen damlaların içeriye doğru nüfuz etmesine engel olur.
2) Saf alüminyum 658°C’de, alaşımları ise 575-650°C’de ergidiğinden kaynak esnasında oksit
tabakasını ortadan kaldırmak için büyük bir sıcaklığa ihtiyaç vardır. Kaynak esnasında oksit tabakasını
ergitmeye çalışırken, alüminyumun ergiyerek akmasına sebep olunur.
3) Çeliklerde malzeme tavlandıktan sonra kırmızı renk alır. Oysa alüminyum ve alaşımları kırmızı rengi
almaz. Bu sebeple alüminyum ve alaşımlarının kaynağında açık renkli gözlük camları kullanmak gerekir.
Page 15
4) Alüminyumun ısıl geçirme kabiliyeti, demirinkinden yaklaşık olarak üç defa daha büyüktür. Bunun
için kalan parçaların kaynağında işlemden önce bir ön ısıtmaya gerek vardır.
5) Alüminyumun ısıl genleşme katsayısı da demirinkine nazaran yaklaşık iki defa daha büyüktür.
Dolayısıyla kaynak esnasında büyük şekil değiştirmeleri meydana gelir. Bu şekil değiştirmeler, iç gerilmelerin
ortaya çıkmasına neden olur.
Alüminyum ve Alaşımlarına Uygulanan Kaynak Metotları
Alüminyum ve Alaşımları Gaz Ergitme Kaynağı
Alüminyum ve alaşımlarının gaz ergitme kaynağında genellikle oksi-asetilen alevi kullanılır. Oksiasetilen alevi, 3200°C’lik bir sıcaklık verdiğinden kalın kesitli parçaların kaynağında başarıyla kullanılmaktadır.
Oksi-hidrojen alevi 2800°C’lik bir sıcaklık verir ve nadiren ince saçların kaynağında kullanılır.
Havagazı-oksijen(oksi-havagazı) alevi de, yaklaşık olarak 2000°C’lik bir sıcaklık oluşturur ve bilhassa ince
parçaların kaynağında kullanılır.
Dekapan ve Özellikleri
Kaynak esnasında meydana gelen alüminyum oksit, dikiş içerisinde kalırsa mukavemeti ve korozyona
karşı mukavemeti düşürür. Aynı zamanda kaynak zorluklarının meydana gelmesine neden olur. Bunları önlemek
için kaynak yaparken oksiti çözen bir dekapana ihtiyaç vardır. Dekapan kaynak sıcaklığından önce ergiyerek,
oksit tabakasını çözer ve dikişin yüzeyini oksidasyon tesirinden korur. Dekapan çeşitli maden klorüs ve
florüslerinin karışımından ibarettir. İyi bir dekapanda şu özelikler bulunmalıdır :
1) Oksit tabakasını gayet kolay çözebilmelidir.
2) Ergime derecesi, kaynak yapılacak malzemenin ergime noktasından 50-100°C aşağıda olmalıdır.
3) Ergidiği zaman ergimiş maden banyosunun yüzeyini örtebilmesi için, özgül ağırlığı, alüminyum ve
alaşımlarının özgül ağırlığından daha küçük olmalıdır.
4) Kaynak alevinin tesiriyle dekapanın kaynak yerinden kalkmaması için iyi bir yapışma kabiliyetine
sahip olmalıdır.
5) Kaynak esnasında kısmen buharlaşan ve gaz haline geçen dekapanın buharları zehirli olmamalıdır.
6) Kaynak dikişini korozyona teşvik etmemelidir.
7) Aynı dekapan mümkün olduğu kadar birbirine yakın alaşımlar için kullanılmalıdır.
Toz halinde dekapan, kullanılmadan önce kireçsiz saf su ile karıştırılarak lapa haline getirilir. Kireçli su,
dekapanın tesir kabiliyetini düşürür. Bu suretle hazırlanan lapa, daha önce iyice temizlenmiş olan kaynak
ağızlarına ve kaynak çubuğuna bir kış fırça ile sürülür. Kaynaktan önce parçalar bağlanırken sadece kaynak
çubuğuna sürmek yeterlidir.
Kaynak Çubukları ve Kaynak Kabiliyetleri
Alüminyum ve alaşımlarının kaynağında kullanılan kaynak çubuklarının, esas malzeme ile aynı
karışımda olması gerekir. Farklı bir karışım seçildiği zaman, geçiş bölgesinde bazı hatalar meydana geldiği gibi
Page 16
farklı ergime dereceleri dolayısıyla kaynak işlemi de zor yapılır. Aynı zamanda çeşitli elemanların birbirleriyle
temasları neticesi korozyonu doğuran sebep ortaya çıkar.
Saf alüminyum kaynağında aynı karışımlı veya az miktarda titanyum ihtiva eden alaşımlar kullanılır.
Titanyum ince taneli bir yapının meydana gelmesine neden olur.
Saf madenler, sabit bir ergime veya katılaşma sıcaklığına sahiptir. Buna karşılık, alaşımlar bir katılaşma
veya ergime aralığına sahiptir. Bu aralığı ergime ve katılaşma eğrileri sınırlandırılmıştır. Bu aralık dahilinde
alaşımlar, kısmen sıvı kısmen de katı haldedirler. Alaşımların kaynak kabiliyeti de bu aralığın büyüklüğüne
bağlıdır. Alüminyum alaşımlarından ergime aralığı büyük olanlar zor, küçük olanlar kolay kaynak yapılabilir.
Yani alaşım içerisinde bulunan alaşım elemanlarının yüzde miktarı arttıkça, kaynak kabiliyetleri de zorlaşır.
Fakat ötektik alaşımlarda istisna vardır. Zira ötektik alaşımlarda da saf madenler gibi belirli sıcaklıkta ergir ve
katılaşır.
Soğuk çekilen veya ısıl işlemle sertleştirilen bir malzemenin kaynağında, alevin tesiriyle dikişin
yanındaki bölgelerde mekanik özellikler düşer. Bu sayede yumuşamış bölge elde edilir. Bu yumuşayan bölgenin
genişliği, sacın kalınlığına ve kaynağın yapılış şekline bağlıdır. Bu genişlik ortalama 40-80mm’dir.
Alüminyum ve Alaşımlarının Elektrik Ark Kaynağı
Alüminyum ve alaşımlarında elektrik ark kaynağı özellikle kalın parçaların ve fazla miktarda harekete
ihtiyaç gösteren konstrüksiyon elemanlarının birleştirilmesinde iyi sonuçlar verir. Ayrıca iş kaşe ve bindirme
gibi oksi-asetilen kaynağı ile yapılması zor dikişler de bu şekilde kaynak edilir.
Alüminyum ve alaşımlarının elektrik ark kaynağında kullanılan bütün metal elektrodlar örtülüdür. Örtü
maddesi de alüminyum ve alaşımlarının oksi-asetilen kaynağında kullanılan dekapanlarla hemen hemen aynı
karışımda bulunur ve aynı vazifeyi görür.
İyi bir elektrodun şu özelliklere sahip olması gerekir:
a) İyi bir tutuşma kabiliyetine sahip olmalıdır.
b) Düzgün, sıçrama yapmayan bir ergime kabiliyetine haiz bulunmalıdır.
c)
Örtü, yüksek ark sıcaklığında buharlaşma dolayısıyla bozulmayan iyi bir tesir kabiliyetine sahip
olmalıdır.
d) Kaynağı takiben, örtünün oluşturduğu cüruf kolayca kalkabilmelidir.
e)
Gözeneksiz bir dikiş temin etmelidir.
f)
Örtü mümkün olduğu kadar az hogroskopik olmalıdır.
g) Dikişin mukavemet özellikleri iyi olmalıdır.
h) Örtü, kaynak yaparken meydana gelen alümini çözebilmelidir.
Kullanılan elektrodların çekirdek malzemelerinin, oksi-asetilen kaynağında olduğu gibi, esas malzeme
ile aynı karışımda olması istenir. AlCu ve AlZnCu gibi alaşımların kaynağında %5-12 silisyumlu elektrodlar
kullanılır. Mg ihtiva eden alaşımlar, gayet az veya hiç magnezyum bulunmayan elektrodlarla kaynak yapılır.
Kaynak Bağlantısının Mukavemeti
Yumuşak alüminyum veya alüminyum alaşımlarında, dikişin mukavemeti daima esas malzeme ile aynı
değere erişir. Yalnız AlMg alaşımlarında küçük bir mukavemet düşmesi meydana gelir. Hadde alüminyum ile
Page 17
ısıl işlem neticesinde sertleşen alüminyum alaşımlarında kaynaktan sonra sıcaklığın tesis ettiği geçiş
bölgelerinde sertlik ve mukavemette düşme olur. Sıcaklığın tesiri altında kalan ve yumuşayan geçiş bölge,
elektrik ark kaynağında, oksi-asetilen kaynağına nazaran daha dardır. Eğer parça işlemeden önce bir ön ısıtmaya
tabi tutulursa kırılma, sıcaklığın tesir ettiği bölgede olur. Fakat bunun istisnaları vardır. Mesela AlCuMg, AlCu
ve AlMg gibi ısıl işlemle sertleştirilen alaşımlarda kırılmanın dikişte olduğu da görülmüştür.
Alüminyum ve Alaşımlarının Koruyucu Gazla Ark Kaynağı
Ark atom kaynağının, metal elektrodlarla yapılan elektrik ark kaynağına oranla, 0,5mm gibi ince saçları
birleştirme üstünlüğü vardır. Kaynak hızı, metal elektrodlarla yapılan ark kaynağından az ve oksi-asetilen
kaynağından da iki misli daha yüksektir.
Ark atom kaynağında da oksi-asetilen kaynağında kullanılan aynı dekapanlar kullanılır. Uygulanan akım şiddeti,
parça kalınlığına bağlıdır.
Ark atom kaynağının üstünlükleri şunlardır:
1.
Bu kaynak usulünde arkın meydana getirdiği yüksek ısı konsantrasyonu dolayısıyla, bazı durumda
ön ısıtmaya gerek kalmadan kaynak yapılır.
2.
Ergimiş maden banyosu, hidrojen gazı ile örtüldüğünde dikişi, havadaki oksijen ve azotun
tesirinden korunur. Ayrıca, alaşım elemanlarının yanma yüzünden kaybı da önlenmiştir.
3.
Normal elektrik ark kaynağı ile 2mm’den ince saçların kaynağının yapılamamasına karşın, ark
atom kaynağında 0,5 - 2mm arasındaki saçları çok iyi kaynak yapmak mümkündür.
4.
Ark atom kaynağında, oksi-asetilen kaynağına oranla, daha dar bir tavlama sahası elde edilir. Aynı
zamanda tavlama süresi de daha kısadır.
Kaynak Dikişinin Mukavemeti
1mm kalınlığında ve AlMg7, AlMg9, AlMgSi ve AlCuMg alaşımları üzerinde yapılan deneylerde, ark
atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin statik mukavemetlerinin, oksi-asetilen kaynağı ile bağlanan parçalardan
daha yüksek olduğu görülmüştür. Özellikle kıvrık olarak birleştirilen alın dikişlerinin mukavemetleri daha
fazladır. Kaynak yapılmış dikişlerin uzamaları her iki kaynak usulünde birbirinden farklıdır. Bazı alaşımlarda
oksi-asetilen kaynağında daha yüksek, bazı alaşımlarda ise ark atom kaynağında daha fazladır.
Kaynak yapılmış ince dikişlerin kaynaktan sonra dövme işleminden geçirerek mukavemet özelliklerini
ıslah etmek mümkündür. Bununla beraber AlMgSi alaşımlarında, dövme işlemi mukavemetin düşmesine bile
sebep olur. AlCuMg alaşımlarında gerilmelerin doğuracağı çatlamalardan sakınmak için gayet dikkatli bir
şekilde dövme yapılması gerekir.
Ark atom kaynağı ile birleştirilen dikişlerin korozyon mukavemeti, genellikle iyidir. Yapı da oksiasetilen kaynağına nazaran daha sıkıdır. Ark atom kaynağı usulü ile birleştirilen saf alüminyum kaynak
dikişlerinin korozyona karşı dayanıklılığı hemen hemen kaynak yapılmamış esas malzeme ile aynıdır.
6xxx Serisi Alüminyum Alaşımlarının Genel Özellikleri
AA 6XXX serisi alaşımlar, magnezyum (Mg) ve silisyum (Si) ihtiva ederler. Bu elementlerin ve içindeki
diğer yabancı maddelerin (Fe, Cu, Mn, Zn, gibi) belirli sınırlar içinde farklı değerlerde olmaları, alaşımların
Page 18
kullanılma yerine göre farklı özelliklerde profil üretilmesini sağlar. Demir (Fe) miktarı % 0,20 veya daha düşük
olan 6XXX serisi alaşımlarda, profil polisaj yapıldığında parlak yüzey elde edilir. Fe miktarının bu değerden
yüksek olması durumunda, profilin rengi grileşmeye başlar, parlaklık donuklaşır. Mat yüzey elde edilmesi için
de Fe miktarı en az % 0,18 olmalıdır. Fe miktarı yükseldikçe o ölçüde rahat ve cazibeli mat yüzey elde edilir. Fe
miktarının % 0,30'dan fazla olması ise eloksal sonrasında donuk bir görünüme neden olacağı gibi, ekstrüzyon
prosesini de zorlaştırır.
Mg ve Si miktarlarının, profilin yapay yaşlandırma ısıl işlemi (termik) sonrası sertliğinde büyük önemi
vardır. Ancak, ısıl işlem sonrası maksimum sertlik temini için bu elementlerin üst sınırlarda olması ise, üretimin
düşük hız ile yapılmasını gerektirir. Çünkü kullanılan alüminyum kütük (billet) de aynı oranda serttir.
Sonuç olarak, profillerin kullanılma yerine göre, mümkün olduğu ölçüde amaca uygun alaşım ile üretim
yapılması faydalıdır. Profilin bir özelliğinin iyi olması istenirken, diğer bir özelliğinden fedakârlık edilmesi
gerekmektedir.
Aşağıda tipik 6XXX alaşımları olan AA 6060 ve AA 6063 alaşımlarının kimyasal bileşim limitleri
gösterilmiştir :
Si
Mg
Fe
Cr
Cu
Zn
Mn
Ti
Diğer
AA6060
0.30-0.60
0.35-0.60
0.1-0.3
0.05
0.1
0.15
0.1
0.1
%0,05 maks. her biri toplam %0,15
AA6063
0.20-0.60
0.45-0.90
0.35
0.10
0.1
0.10
0.1
0.1
%0,05 maks. her biri toplam %0,15
6XXX serisi (AlMgSi) alaşımları içinde en çok kullanılanlar 6060, 6063 (EN ve yeni TS notasyonunda) ve
AlMgSi0.5 (DIN ve eski TS notasyonunda) alaşımlarıdır. Bunların kimyasal bileşimleri genelde aynı olup, alt ve
üst limitlerde nüans farklılıkları gösterirler.
Büyük olasılıkla, halen kaynaklı parçalarda kullanılmakta olan 2024 AlCuMg alaşımının yerini alacak olan
malzeme 6013 AlMgSiCu alaşımıdır. Bu alaşım 2024 Al alaşımıyla karşılaştırıldığında aynı yoğunlukta 10 kat
daha düşük mukavamete, benzer korozyon direncine ve aynı üretim maliyetine sahiptir. 6013 alaşımı yeni
geliştirilmiş bir alaşımdır ve kullanım alanı havacılık, otomotiv ve eğlence sanayilerini kapsar.
SKK’lı 6013 Alüminyum Alaşımının İncelenmesi
Bu araştırma, külçenin(DKB) ve ITAB’ın mikroyapısını 6013 alaşımının esas malzemesiyle
karşılaştırarak inceler. Kaynak takımıyla ona bağlı olarak malzemenin akışının etkileşimini ve kaynak işlemiyle
ilişkili olan mikroyapısal değişiklikleri anlamak için mikroskobik ve X-ışını kırınımı teknikleri mikrosertlik
ölçümleriyle ve çekme deneyleriyle birleştirilmiştir.
Deneysel İşlemler
4mm kalınlığında haddelenmiş 6013 alaşımı plakası(Şekil 1), T4(565°C’den 570°C’ye ısıl işlem
görmüş ve su verilerek en az 21 gün oda sıcaklığında doğal olarak yaşlandırılmıştır) ve T6(ısıl işlem görmüş,
Page 19
T4’deki gibi su verilmiş, 190°C/4 saat yapay olarak yaşlandırılmış ve devamında havayla soğutulmuştur)
durumlarında sürtünme karıştırma kaynağıyla kaynaklanmıştır. Çözelti ısıl işlemi ve yapay yaşlandırma için
plakalar sıcak ocağa yerleştirilmiş, böylece numuneleri çözelti ve yaşlandırma sıcaklıklarına ısıtma zamanı
kısalmıştır. 190°C’de 4 saat bir hava ocağında ısıtmadan ibaret olan son kaynak ısıl işlemi(PWHT),
kaynaklanmış T4 tabakasına, çökelti sertleştirmesine bağlı olarak mukavemeti arttırmak için, uygulanmıştır.
Alaşımın kimyasal kompozisyonu aşağıdaki gibidir:
AA6013
Mg
Si
Cu
Mn
Fe
Cr
Zn
Ti
Al
0.90
0.72
0.95
0.36
0.27
0.03
0.07
0.02
Balans
Şekil1-Haddelenmiş 6013 esas malzemesinin optik mikrografiği
SKK takımı 1400 dev/dakikada dönerken, doğrusal kaynak hızı sırasıyla 400mm/d(T6) ve
450mm/d(T4)dır.
Numuneleri,
elektron
demetinin
ilettiği
elektron
mikroskobuna(TEM)
ve
optik
mikroskoba(OM) hazırlamak için standart metalloğrafik teknikler uygulanmıştır.
Vickers mikrosertlik ölçümleri(0.05HV, yani 0.49N yük) kaynağın bir tarafından öbür tarafına, yani
kaynak yönüne dik olarak, t tabaka kalınlığında, t/8(üst bölgeye yakın)de, t/2(merkez)de ve 7t/8(alt bölgeye
yakın)de kaynağın merkezinden itibaren sertliğin uzaklıkla değişimini incelemek için uygulanmıştır.
Gerilme özellikleri kaynağın enine göre değerlendirilmiştir. Çekme numunelerinin bağlama boyları
50mm’dir. Kalınlık 2,5mm, yani yüzey işlenmemiştir. Her koşul için eş deneyler yürütülmüştür. Kaynak
yerindeki ve esas malzemedeki bölgesel gerilme ölçülmüştür. Adsal ağ büyüklüğü 200μm(±3μm) olan bir ızgara
deforme olmamış çekme numunelerinin yüzeyine fotoğrafik bir teknikle uygulanmıştır. Deforme olmuş durumun
ağ büyüklüğü bir ölçü mikroskobu kullanılarak ölçülmüştür.
Page 20
Mikroyapısı
Kaynaklanmış malzeme tabakasının optik mikrografiği Şekil 2’de gösterilmiştir. Kaynak bölgesi, asitle
oyulduktan sonra farklı kontrastların banyo edilmesi sayesinde Şekil 2a’da az büyütülmüş olarak net bir şekilde
görülmektedir. Kaynak yönü görüş hattı içindedir. Kaynak bölgesi V şeklindedir ve takımın omzuyla üst yüzey
arasındaki yakın temas yüzünden üst yüzeye yaklaşırken genişlemektedir. Kaynak külçesi ancak fark
edilebilmektedir ve çok belli değildir.
Haddelenmiş esas malzeme, L/ST ve LT/ST düzlemlerinde(Şekil 2) uzatılmış yassı şekilli tanelerle
nitelendirilirken, külçe, eş eksenli taneler şeklinde görünür. LT/ST düzlemindeki esas malzemenin ortalama tane
büyüklüğü dmax= 62μm ve dmin= 20μm olarak ölçülmüştür. ITAB benzer olarak, dmax=59μm ve dmin= 17μm
tane boyutlarını gösterir (Şekil 2b). Kaynak külçesinin ortalama tane büyüklüğünün 10 ila 15μm arasında
değiştiği bulunmuştur(Şekil 2c). Bununla birlikte 8μm büyüklüğündeki küçük taneler bile kaynaklanmış
tabakanın altına yakın yerlerde bulunmuştur(Şekil 2d).
Şekil-2 Kaynak yönüne dik olan kesitin görünüşü(a)nün bir yanından öbür yanına kadar OM ile büyütülmüş mikroyapısının
detayları(b,c,d)
Külçenin oldukça küçük tane boyutuyla eş eksenli şeklinin birleşmesi, dinamik olarak yeniden
kristalleşmenin(DK), skk süresince deformasyon ve erime sıcaklığının 0,8 katına kadar ulaşan sıcaklık nedeniyle
meydana geldiğini gösterir. Kaynak külçesinin küçük eş eksenli taneleri, TEM folyolarında da
bulunmuştur(Şekil 3). Böyle tanelerin iç kısımları, DKB oluştuktan sonra deformasyonun devam ettiğini
gösteren alt tanelerden oluşmaktadır. Alttaneler aynı zamanda, tane boyutu daha büyük ve taneler uzatılmış
Page 21
olmasına rağmen, ITAB içinde de bulunmuştur. ITAB’ın tane sınırları, Al, Mg, Si ve Cu içeren çökeltilerle
yoğun olarak toplanmıştır.
Şekil 3-Kaynak külçesinin TEM mikrografiği. Küçük eşeksenli taneler içteki alt taneleri göstermektedir.
Mikrosertlik Ölçümleri
Mikrosertlik, tabaka kalınlığının yarısında(t/2), alt bölüme yakınında(7t/8) ve en üstte(t/8) ölçülmüştür.
Sonuçlar T4(Şekil 4a) ve T6(Şekil 4c) durumları için gösterilmiştir. Kaynak bölgesi esas malzemeden oldukça
yumuşaktır. Bu yumuşama kaynak yerinin merkez hattının iki tarafından 13 ila 15mm içeride
gözlemlenmiştir(x=0). Üç sertlik profili birbirlerinden farklı olarak minimum sertlik profili değerleri alta yakın
tabakada(7t/8) merkezden 6mm uzakta 95 ila 100HV bulunurken, bu değerler en üste yakın tabakada(t/8)
merkezden 10mm uzakta bulunmuştur(Şekil 4). Tabaka kalınlığının yarısında ölçülen minimum sertlik bu
değerlerin arasında bulunmuştur. En üste yakın bölgede, minimum sertlik değerlerinin sertlik eğrisinin keskin ani
inişiyle ilgisi vardır. Bu minimum ani iniş, en üstten alta kadar genişler, bu nedenle plato kısmı(minimum
değerden büyük sertlikli) kaynak sınırlarının merkez hattı etrafında gözlemlenmiştir. Mikrosertlik eğrileri Şekil
2a’da gösterilen V şeklindeki geometriye iyi bir şekilde uymaktadır.
T4 durumunda mikrosertlik, esas malzemede 120HV’den kaynak merkezinde 100HV civarına
düşmektedir(Şekil 4a). 190°C’de 4 saat PWHT, minimal eğriler hala bulunurken, kaynak merkezinde ve esas
malzemede sertliği yaklaşık 140HV’ye çıkarır(Şekil 4b). T6 durumunda kaynaklanmış tabaka(Şekil 4c), kaynak
merkez hattı civarında 110HV gibi değerler gözlemlenirken yaklaşık 140HV değerinde esas malzeme sertliği
göstermiştir.
Page 22
Şekil 4-T4(a), son kaynak ısıl işlemli T4(b) ve T6(c) koşulları için skklı tabakanın en üst(t/8), merkez(t/2) ve en alt(7t/8) kısımları için
mikrosertlik profilleri. Kaynağın merkez hattı x=0’dadır.
Bölgesel Gerilme Ölçümleri
6013 alaşımının, kaynaktan önceki ve sonraki gerilme özellikleri aşağıdaki tabloda verilmiştir:
Durum
Sonkaynak
Isıl İşlemi
εf
Bağlantı
(MPa)
UTS
(MPa)
(%)
Verimi
σy
T4(esas malzeme)
-
222
320
20.5
-
T6(esas malzeme)
-
357
394
11.5
-
T4+SKK
-
160
300
8.7
0.94
T4+SKK
190°C/4saat
247
323
1.2
0.82
T6+SKK
-
165
295
4.5
0.75
Bölgesel gerilme ölçüm verileri Şekil 5’te t/8 için bulunan mikrosertlik eğrileriyle birlikte verilmiştir.
Şekil 5’ten bütün durumlar için maksimum bölgesel gerilmenin her zaman ITAB’da yoğunlaştığı açıkça görünür.
Page 23
Şekil 5- T4(a), ısıl işlemden geçirilmiş T4(b) ve T6(c) durumlarındaki Skklı tabakanın t/8’deki bölgesel gerilmesi(sağ eksen) ve
mikrosertliği(sol eksen)
T4 tabakası için(Şekil 5a), T4 ısıl işleminden sonra deformasyona karşı düşük direnç nedeniyle kaynak
külçesinde ve esas malzemede %5 ila 10 değerinde gerilmeler ölçülürken, %8,7 değerinde yüksek makroskobik
kırılma gerilmesi değeri ölçülmüştür(tablo). T6 tabakası, esas malzemede ihmal edilebilir bir deformasyon
bulunurken kaynak külçesinde bir miktar bölgesel gerilme(%5 ila 10) göstermiştir(Şekil 5c). Bu, sertleştirme
çökeltilerinin çözünmesinin ve T6 işleminden sonra esas malzemenin yüksek mukavemetinin neden olduğu
kaynak külçesinin yumuşaklığıyla açıklanabilir. T4 tabakasını son kaynak ısıl işleminden geçirdikten sonra
ITAB’daki gerilme çok kolay saptanır(Şekil 5b). Bu, aynı zamanda bu durumdaki %1,2lik(tablo) düşük
makroskobik kırılma değerini de açıklar. Düktilitedeki düşüş, esas malzemenin ve külçenin deformasyona karşı
yüksek dirençle sonuçlanan yaşlandırma sertleştirmesinin ve ITAB’daki aşırı yaşlandırılmış çökeltmenin
sonucudur.
Page 24
SKK’lı 6061 ve 6082 Alüminyum Alaşımlarının İncelenmesi
Bu çalışmada incelenen alüminyum alaşımlarının kimyasal kompozisyonları aşağıda verilmiştir:
Mg
Si
Mn
Fe
Cu
Cr
Zn
Ti
Al
AA6061
1.10
0.56
-
0.21
0.19
0.21
-
-
Balans
AA6082
0.75
0.87
0.64
0.27
0.02
0.02
0.01
0.02
Balans
Araştırma Sonuçları
Araştırmalar sonucunda, sürtünme karıştırma kaynağında T6 ısıl işlemine tabi tutulmuş AA6082
alaşımında çökeltilerin çözülmesinden(veya irileşmesinden) dolayı ısı etkisi altındaki bölgede sertlik düşüşü,
dolayısıyla mukavemet kaybı söz konusudur. Yüksek hızlarda birleştirilen kaynaklı numuneler için ısı etkisi
altındaki bölgede kaynak dikişine yakın kısımda sertlik 70HV’ye kadar(25HV’lik bir düşüş) düşmektedir. Isı
etkisi altındaki bölgenin genişliği, yüksek hızlarda birleştirilen kaynaklı numunelere göre düşük hızlarda
birleştirilen kaynaklı numunelerde daha büyüktür ve sertlik, dolayısıyla mukavemet düşüşü fazladır.
(Şekil 1a ve b)
Şekil 1- T6 ısıl işlemi görmüş AA6082 Al-alaşımının farklı kaynak yöntemleri kullanılarak elde edilmiş birleştirmelerinin sertlik
profilleri(10kg yük kullanılmıştır). (a) Skk, TIG ve MIG kaynaklı birleştirmeler, (b) Skk’da ilerleme hızının elde edilen sertlik profiline etkisi
Page 25
7xxx Serisi Alüminyum Alaşımlarının Genel Özellikleri
Çinko, %1 ila 8 oranıyla 7xxx serisi alaşımlarda en fazla bulunan alaşımlama elementidir. Düşük
yüzdelik miktarında magnezyumla birleştirildiğinde ısıl işleme tabi tutulabilen alaşımlar çok yüksek
mukavemetli hale gelirler. Genellikle bakır, krom gibi diğer elementler de düşük miktarlarda eklenirler. 7xxx
serisi alaşımlar uçak gövdesi yapılarında, seyyar gereçlerde ve diğer yüksek gerilime maruz kalan parçalarda
kullanılırlar.
7xxx alaşımlarının imalinde genellikle galvanik aşınmayı önlemek için boyama işlemi uygulanır.
Bununla birlikte, bazı durumlarda boya katmanında bir boşluk oluştuğunda galvanik aşınmayı önlemek için ek
güvenlik önlemi olarak kaynak bölgesi başka bir alüminyum alaşımıyla kaplanır.
Isıl işleme tabi tutulabilen, fazla miktarda çinko ve bakır içeren 7xxx serisi alüminyum alaşımları
aşınmaya karşı kaynak ısısıyla değişebilen dirence sahiptirler. Mesela alüminyum–çinko alaşımlarında ITAB
anodik olurken, alüminyum-bakır alaşımlarında katodik olur.
7xxx serisi(alüminyum-çinko-magnezyum) alüminyumlar kaynak sırasında geniş bir çatlak hassasiyet
alanı sergilerler. Düşük miktarda bakır(<%0,1) içeren 7005 ve 7039 alaşımları 5356, 5183 ve 5556 magnezyum
dolgu alaşımlarıyla kolaylıkla birleştirilebilir. Fazla miktarda bakır içeren 7075 ve 7178 gibi 7xxx serisi
alüminyum alaşımları düşük katılaşma sıcaklıklarına ve çok geniş erime alanına sahiptir. Kaynaklandıklarında
kaynak çatlamasına aşırı derecede hassastırlar.
Yaşlandırılarak sertleştirilebilen alüminyum alaşımlarıyla ilgili olarak, 7075, 7050, 6061 ve 6063
alüminyum alaşımlarında skknın mikroyapısal incelenmesiyle ilgili çalışmalar yapılmıştır. Bu çalışmaların
sonuçları, dinamik olarak yeniden kristalleşen bölge(DKB)nin, büyük açılı tane sınırlarına eğilimi olan iyi bir eş
eksenli tane yapısı oluşturmak için dinamik olarak yeniden kristalleşmeye maruz kaldığını akla getirmiştir. Bu
araştırmacıların arasından, DKB’de dislokasyon yoğunluklarında eşitsizlikler olduğu rapor edilmiştir. Örneğin,
7050-T7451 Al’in DKB’si yüksek dislokasyon yoğunluğu içerirken, 7075-T6 Al alaşımında düşük dislokasyon
yoğunluğu olduğu bildirilmiştir. 6063-T5 Al için kaynak merkezindeki birkaç tanecik, daha yüksek yoğunlukta
dislokasyonlara sahipken, taneciklerin çoğunun düşük yoğunlukta dislokasyonlara sahip olduğu bildirilmiştir.
Aynı şekilde çökelme dağılımı, sıcaklığa karşı ağırlıktan oldukça etkilenmektedir. Sürtünme karıştırma
yönteminin neden olduğu bölgesel olarak ısıtma, önemli mikroyapısal değişiklikler oluşturur. 7075 ve 7050
alaşımları, kuvvetlendirme çökeltisi ve termal çevrim sayesinde ısının tesiri altındaki bölge(ITAB)de
irileşmiştirler. Ayrıca, DKB’deki çökeltiler SKK boyunca, tamamen yada kısmi olarak tekrar çözünmüştürler.
Rhodes ve çalışanları, 7075 alaşımının SKKsında 400 ve 480 °C sıcaklık aralığının, büyük çökeltileri tekrar
çözeltinin içine yollamaya ve soğuma sırasında kaynak yerinde tekrar çökelmesine zorlamak için yeterli olacağı
sonucunu çıkartmıştırlar. Bunun aksine Murr ve çalışanları bazı çökeltilerin kaynak sırasında çözünmediğini
bunun nedeninin de 400 °C sıcaklık alanının 6061 alaşımı için geçerli olduğunu göstermiştirler. Bu çalışmalar
özellikle TEB’le, yani işparçasıyla yada karıştırılmayan ana metal ve kaynak yeriyle, ilişkisi olan çökelme
davranışındaki karmaşık farkı öne sürmüştür. Bununla birlikte, karmaşık çökelme olayının detayları henüz
tamamen anlaşılmaktan uzaktır.
Page 26
SKK’lı 7050-T651 Alüminyum Alaşımının İncelenmesi
Bu araştırma, yüksek mukavemetli Al-Zn-Mg-Cu alaşımı olan 7050-T651’in skk sırasındaki
mikroyapısal değişimini inceler. TEM kullanılarak, tane yapısı, dislokasyon yoğunluğu ve çökelme olayı
incelenmiş ve çeşitli kaynak bölgeleri ve ana metallerle karşılaştırılmıştır.
Deneysel İşlemler
Seçilen alaşım 6,35mm kalınlığında skk ile alın alına kaynaklanmış 7050-T651 Al plakadır. Alaşımın
kimyasal kompozisyonu aşağıdaki gibidir :
7050-T651
Zn
Mg
Cu
Zr
Al
5.7~6.7
1.9~2.6
2.0~2.6
0.08~0.115
Balans
Kaynak doğrultusu plakanın yoğrulma doğrultusuna paraleldir. Pimin devir hızı 350dev/dak. ve ilerleme
hızı 15mm/dakikadır. DKB’yi, TEB’i ve ITAB’ı teşhis etmek için optik metalografi yapılmıştır. Bu araştırmada
TEB kısmı TEB1 ve TEB2 olmak üzere iki parçaya ayrılmıştır(Şekil 1).
Şekil1- Ana metalden DKB’ye kadar olan farklı kaynak kısımlarını gösteren, 7050 Al alaşımının skksının kesiti
TEM folyoları, kaynak bölgeleri ve ana metal boyunca çeşitli yerlerden kaldırılmıştır. Enine
metalografik örnekler hazırlanmış ve elektriksel deşarj makinası(EDM) ile 3mm çapında silindirler halinde
işlenmiştir. 100μm kalınlığında diskler bu silindirlerden EDM makinasıyla işlenmiş ve 50μm’ye indirilmiştir.
TEM numuneleri, ince parçalar üretmek için tek enjektörlü elektroparlatıcı kullanılarak elektrolitik olarak
parlatılmıştır. Mikroyapısal inceleme, 200kV’da çalışan W-filamanlı bir JEOL 2000FX aracında uygulanmıştır.
Sonuçlar
Tane Morfolojisi ve Dislokasyon Yapıları
Ana
metaldeki ve
kaynak
yerindeki
tane
yapıları,
az
büyütülmüş TEM
fotoğraflarında
gösterilmiştir(Şekil 2). Esas alaşımdaki mikroyapı, 1-5μm boyutlarındaki alt tanecikleri içeren yeniden
kristalleşmemiş kısımlı, kısmi olarak yeniden kristalleşmiş yatık şekilli taneleri gösterir(Şekil 2a). Koyu
bölgedeki birbirlerine yakın olan tanelerin difraksiyonundaki küçük farkın görünümü, küçük açı sınırlarının
hakimiyetini gösterir(Şekil 2b). ITAB’daki skk ile mekanik olarak karıştırılmamış kısmın tane yapısı ana
Page 27
metalinkine benzemektedir(Şekil 2c). Ana metaldeki ve ITAB’daki taneler nispeten düşük dislokasyon
yoğunluğu içerirler.
Şekil 2- Farklı kaynak kısımlarındaki tane yapıları: (a)ana metal, (b)koyu bölge olarak görünen kısım, (c)ITAB), (d)TEB1,
(e)TEB2 ve (f)DKB.
Esas metal ile DKB arasında bulunan TEB, çok fazla deformasyona uğramış yapıya göre nitelendirilir.
Alt tanelerin irileşmeleriyle, uzayan ana metal taneleri TEB1’de korunmaktadır(Şekil 2d). Buna ek olarak,
TEB1’deki çoğu taneler yüksek dislokasyon yoğunluğu ve ağ yapısı içerirler(Şekil 3a). Tanelerin içindeki bazı
Page 28
dislokasyon duvarlı taneler(Şekil 3b), iyileşmenin doğada tamamlanmadığı veya sürekli olduğu izlenimini
bırakır. Aynı biçimde, ikinci faz parçacıklarıyla iliştirilmiş dislokasyonlar da gözlenmiştir(Şekil 3c). TEB2 kısmı
yüksek yoğunluklu alt sınırları içeren iyileşmiş tanelere göre nitelendirilir(Şekil 2e). Alt taneler eş merkezli,
kabaca 1 ila 2μm büyüklüğündedirler ve düşük dislokasyon yoğunluğu içerirler(Şekil 3d). Dinamik iyileşme
sürecinde, bu yeni tanelerin büyük açılı tane sınırlarıyla çevrelendiklerine dair bir delil yoktur.
Şekil 3- TEB1 ve TEB2 kısımlarındaki dislokasyon yapıları (a)yüksek dislokasyon yoğunluğu, (b)dislokasyon hücre yapısı, (c)ikinci faz
parçacıklarına ilişik dislokasyonlar, (d)iyileşmiş yapı
DKB yeniden kristalleşmiş, düzgün eş eksenli tane yapısı 1-4μm çap tarzındadır. Elektron difraksiyonu
bu tanelerin büyük açılı sınırlarla ayrıldıklarını göstermektedir. Çeşitli dislokasyon yapıları, yeniden
kristalleşmiş tanelerde gözlemlenmiştir(Şekil 4). Düşük dislokasyon yoğunluğuna sahip birkaç tanede bulunan
helisel dislokasyon ilmikleri(Şekil 4a)nin, yükselmiş kaynak sıcaklığından çevre sıcaklığına termal su verme
işlemi sırasında üretildiğine inanılmaktadır. Çoğu tanelerde gözlemlenmiş yüksek yoğunluklu, ağ yapılı
dislokasyonlar(Şekil 4b), plastik deformasyonların dinamik olarak yeniden kristalleşmeden sonra SKKda ortaya
çıkabileceğini gösterir. İyileşme sürecinde, yüksek dislokasyon yoğunluğu gösteren tanelerle bitişik, düşük
dislokasyon yoğunluğu içeren taneler bulunmaktadır(Şekil 4c). Buna ilave olarak DKB’de, çeşitli iyileşme
derecelerindeki taneler birbirleriyle yan yana bulunmaktadırlar. Şekil 4d, alt tane sınırlarını oluşturmak için aynı
hizaya giren dislokasyonları göstermektedir. Benzer olarak dislokasyon soğurma olayının içindeki alt tane
Page 29
sınırları da gözlemlenmiştir. Bu davranış, DKB’deki dinamik olarak yeniden kristalleşmeyi anlamaya yardımcı
olabilmelidir.
Şekil 4- Dinamik olarak yeniden kristalleşmiş tane içlerinde dislokasyon yapıları: (a)boşluklu yapılı düşük dislokasyon yoğunluğu, (b)yüksek
dislokasyon yoğunluğu, (c)düşük dislokasyon yoğunluğuna sahip iyileşmiş hücreler, (d)alt tane biçiminin ilk safhaları
Çökelti Dağılımı
Skk sırasında oluşan karmaşık bir çökelme düzeni, özellikle TEB ile ilişkilidir. Ana metalden DKB’ye
kadar olan çeşitli kısımlardaki çökelme olayının görünümü Şekil 5’te gösterilmektedir. Esas malzemede(Şekil
5a), 50nm’den daha küçük boyutta çok iyi bir arataneli(intragranular) çökelti dağılımı TEM mikrografı
tarafından gösterilmiştir. Buna ilaveten, daha iri çökeltiler, büyük açılı tanelerde ve alt tane sınırlarında bellidir.
Küçük bir serbest çökelti bölgesi(PFZ), tane sınırları boyunca bellidir(~25nm eninde). Şekil 5b ITAB’daki tipik
bir arataneli ve tane sınırlı çökeltinin mikrografiğini göstermektedir. Tanelerin içindeki çökeltiler homojen
olarak yayılı bir biçimde kalırlar. Esas malzemenin mikroyapısıyla karşılaştırıldığında, kuvvetlendirme çökeltisi
irileşmekte ve tane sınırları boyunca PFZ artmaktadır. TEB’deki çökelti morfolojileri Şekil 5c ve d’de
gösterilmiştir. Tane sınırları çok iri çökelti yapısı gösterirken, bu dağılım, arataneli iri(~100nm) ve 10nm
civarında, daha küçük çökeltilerden oluşur(Şekil 5c). Çift modelli çökelti büyüklüğü dağılımı şöyle açıklanabilir:
Page 30
TEB1’de kuvvetlendirme çökeltisi irileşmeye ve yüksek sıcaklıkların sonucunda kısmi çözünmeye maruz
kalmaktadır.
Şekil 5- Tane içindeki ve tane sınırı boyunca olan çökelti mikroyapıları: (a)esas malzeme, (b)ITAB, (c)TEB1, (d)TEB2, (e)DKB
Page 31
Çok küçük çökeltiler, soğuma esnasında dislokasyonlar üzerinde heterojen olarak yeniden çökeltme
sonucu oluşurlar. TEB1’deki bazı tanelerde çökelme düzeni, Şekil 6a’da görüldüğü gibi, deformasyona uğramış
tane sınırı şekline benzemektedir. Skk termo-mekanik çevrimi sırasında tane büyümesinin oluşması
muhtemeldir, fakat önceki tane sınırları boyunca bulunan çökeltiler sınırlarla birlikte hareket etmezler ve
arataneli olarak dağılırlar. TEB1’le karşılaştırıldığında, TEB2’de az miktarda olan çok düzgün, homojen
olmayan bir şekilde dağılmış çökeltiler(10-20nm civarında) daha düzgün tanelerin ve az boşluklu tane sınırlı
çökeltilerin içinde bulunmuştur(Şekil 5d). Dislokasyon duvarlarındaki(ya da alttane sınırları) çökelti de bu
kısımda gözlemlenmiştir(Şekil 6b). Bu sonuçlar, TEB2’de sıcaklığın çözelti ısıl işleme sıcaklığına ulaştığı
izlenimini bırakmıştır, yani sertleştirme çökeltisi tane sınırları, alttane sınırları ve soğutma esnasında dislokasyon
merkezi boyunca tamamen çözünmekte ve ayrıcalıklı olarak yeniden çökelmektedir.
Şekil 6- TEB kısımlarındaki çökelt nitelikleri: (a)TEB1’deki
Deformasyona uğramış tane sınırı şeklinde yerleşmiş çökeltiler
(b)TEB2’deki alt tane sınırları üzerindeki η fazının ayrıcalıklı
Şekil 7- Yeniden kristalleşmiş bir tane içindeki dislokasyon yığılmaları
boyunca uzanan yeniden çökeltilmiş η fazı: (a)parlak bölge görünümü
(b)koyu bölge görünümü
çökeltisi
DKB’deki çökeltilerin çözeltinin içine gittiği, çökeltinin yeniden dağılımının dislokasyon yapısına bağlı
olduğu, kaynak termal çevrimi boyunca yeniden çökeldiği anlaşılmaktadır. Büyük dislokasyon yoğunluğuna
sahip birçok tanelerde, TEM, 60-100nm civarındaki büyük yoğunluktaki çökeltilerin nispeten matriks boyunca
aynı şekilde dağılmış olduğunu göstermiştir(Şekil 5e,4b). Tane sınırı çökeltileri daha büyük, ayrılmaları daha
Page 32
fazla ve yaklaşık olarak 50-100nm eninde, tane sınırlarına bitişik bir PFZ bulunmaktadır(Şekil 5e). Daha düşük
dislokasyon yoğunluğuna sahip tanelerin içinde, küçük çökelti yoğunluğu gözlemlenmiştir(Şekil 4a). İyileşmiş
yapı gösteren bu tanelerde çökelme, dislokasyon yığılmalarının yada alttane sınırlarında oluşmuştur(Şekil 7a,b).
Kaynakça
1.
Gürel Çam - “Sürtünme Karıştırma Kaynağı(SKK): Al-Alaşımları İçin Geliştirilmiş Yeni Bir Kaynak
Teknolojisi”
2.
H.Atakoğlu - “Sürtünme Karıştırma Kaynaklı Alüminyum Alaşımlarının İç Yapı Ve Mekanik
Özelliklerinin İncelenmesi
3.
Stephan W.Kallee, E.Dave Nicholas, Wayne M.Thomas - “Friction Stir Welding – Invention,
innovations and applications
4.
Beate Heinz, Birgit Skrotzki - “Characterization Of A Friction-Stir-Welded Aluminum Alloy 6013”
5.
Paul B.Dickerson - “Welding Of Aluminum Alloys”
6.
F.Cardarelli - “Aluminum Alloys”
7.
J.Q.Su, T.W.Nelson, R.Mishra, M.Mahoney - “Microstructural Investigation Of Friction Stir Welded
7050-T651 Aluminium”
8.
B.Lenczowski - “New Lightweight Alloys For Welded Aircraft Structure”
9.
L.E. Svensson, L.Karlsson - “Proc. Of The First Int. Symp.On Friction Stir Welding”
10. H.K.D.H. Bhadeshia - “Friction Stir Welding”
11. M.Ericsson, R.Sandstorm - “Fatigue Performance Of Friction Stir Welded Al-Mg-Si-Alloy 6082”
12. W.M.Thomas, E.D.Nicholas - “Friction Stir Welding For The Transportation Industries”
13. J.Backlund, A.Norlin, A.Andersson - “Friction Stir Welding – Weld Properties And Manufacturing
Techniques”
14. Mustafa Pakdil, Gürel Çam, Seçil Erim - “6xxx Serisi Alüminyum Alaşımlarının Kaynaklı Kullanımı
ve Karşılaşılan Problemler”
15. Gürel Çam - “Sürtünme Karıştırma Kaynağındaki Gelişmeler”
16. K.E.Knipström - “New Welding Method For Aluminium”
17. C.J.Daves - “An Introduction To Friction Stir Welding And Its Development”
18. O.T.Midling - “Material Flow Behaviour And Microstructural Integrşty Of Friction Stir Butt
Weldments”
19. G.Liu, L.E.Murr, C-S.Niou, J.C.McClure, F.R.Vega - “Microstructural Aspects Of The Friction Stir
Welding Of 6061-T6 Aluminum”
Page 33

sürtünme karıştırma kaynağı

Transkript

Benzer belgeler

WELD 200 PRO

Luxor Seksiyonel Kapılar

Norsk Hydro şirketi Grevenbroich`daki haddehanesini genişletiyor

alüminyum kablo kanalı hakkında bilinmesi gerekenler

Çıplak Bakır ve Alüminyum Karşılaştırma Tablosu

Batmayan alüminyum tekne üretildi