Yüksek silisyum içerikli Al-Si-Fe alaşımlarının mikroyapı özellikleri üzerinde hızlı katılaştırma ve kobalt’ın etkileri

(1)

YÜKSEK SİLİSYUM İÇERİKLİ Al-Si-Fe ALAŞIMLARININ MİKROYAPI ÖZELLİKLERİ ÜZERİNDE

HIZLI KATILAŞTIRMA ve KOBALT’IN ETKİLERİ M. Fatih KILIÇASLAN

Doktora Tezi Fen Bilimleri Enstitüsü

Fizik Anabilim Dalı

Danışman: Prof. Dr. Orhan UZUN 2012

(2)

T.C

GAZİOSMANPAŞA ÜNİVERSİTESİ

FEN BİLİMLERİ ENSTİTÜSÜ

FİZİK ANABİLİM DALI

DOKTORA TEZİ

YÜKSEK SİLİSYUM İÇERİKLİ Al-Si-Fe ALAŞIMLARININ

MİKROYAPI ÖZELLİKLERİ ÜZERİNDE

HIZLI KATILAŞTIRMA ve KOBALT’IN ETKİLERİ

M. Fatih KILIÇASLAN

TOKAT

2012

(3)

(4)

TEZ BEYANI

Tez yazım kurallarına uygun olarak hazırlanan bu tezin yazılmasında bilimsel ahlak kurallarına uyulduğunu, başkalarının eserlerinden yararlanılması durumunda bilimsel normlara uygun olarak atıfta bulunulduğunu, tezin içerdiği yenilik ve sonuçların başka bir yerden alınmadığını, kullanılan verilerde herhangi bir tahrifat yapılmadığını, tezin herhangi bir kısmının bu bu üniversite veya başka bir üniversitedeki başka bir tez çalış-ması olarak sunulmadığını beyan ederim.

(5)

i

ÖZET

Doktora Tezi

YÜKSEK SİLİSYUM İÇERİKLİ Al-Si-Fe ALAŞIMLARININ MİKROYAPI ÖZELLİKLERİ ÜZERİNDE

HIZLI KATILAŞTIRMA ve KOBALT’IN ETKİLERİ M. Fatih KILIÇASLAN

Gaziosmanpaşa Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü

Fizik Anabilim Dalı

Danışman: Prof. Dr. Orhan UZUN

Bu çalışmada geleneksel döküm ve hızlı katılaştırılmış Al–XSi–5Fe–YCo (X= 20, 25 ve 30; Y = 0, 1, 3 ve 5) alaşımlarının mikroyapısal ve mekanik özelliklerine kobalt katkısı-nın etkileri rapor edilmektedir. Bu kapsamda, ilk olarak Al–XSi–5Fe–YCo (X= 20, 25 ve 30; Y = 0, 1, 3 ve 5, aksi belirtilmedikçe bütün yüzdeler ağırlıkça yüzdelerdir) mastır alaşımları, Al (%99.99 saflıkta), Si (%99.999 saflıkta), Fe (%99.999 saflıkta) ve Co (%99.999 saflıkta) elementleri kullanılarak hazırlanmıştır. Mastır alaşımlar indüksiyon eritme ocağında üretilmişlerdir. Daha sonra, bunların hızlı katılaştırılmış karşıtları Edmund Buhler SC tipi bir eriyik eğirme sistemi ile üretilmiştir. Eriyik eğirme siste-minde, bir boron-nitrür pota içerisinde eritilen eriyik, 250 mbar basınçlı argon gazı yar-dımı ile 20m/s hızla dönen parlak bir bakır disk üzerine püskürtülmüştür. Bütün üretim süreçleri Ar atmosferinde gerçekleştirilmiştir. Numunelerin mikroyapıları X-ışını dif-raktometresi (XRD), taramalı elektron mikroskobu (SEM) ve geçirimli electron mikros-kobu (TEM) yardımıyla incelenmiştir. Termal analizler diferansiyel taramalı kalorimet-re (DSC) ile gerçekleştirilmiştir. Mikrosertlik ölçümleri Vickers uçlu bir mikrosertlik test cihazı ile yapılmıştır. Elde edilen sonuçlar göstermiştir ki; Al-Si-Fe alaşımlarına yapılan yeterli miktardaki Co katkısı Fe-içeren intermetaliklerin morfolojilerini uzun çubuk/iğne benzeri yapıdan kısa çubuk benzeri yapıya dönüştürmekte ve onların mikro-yapı içerisinde homojen bir şekilde dağılımını sağlamaktadır. Kobalt aynı zamanda, Al-Si alaşımlarında yüskek yapısal aşırı soğumaya neden olduğundan ve silisyum ile yük-sek karışım entalpisine sahip olduğundan birincil silisyum fazlarını inceltebilir ve onla-rın morfolojilerini değiştirebilir. Geleneksel döküm Al-20Si-5Fe alaşımlaonla-rına yapılan ağ.%5 Co katkısı hem birincil silisyum fazlarının hem de Fe-içeren intermetaliklerin ortalama boyutlarının azalmalarına neden olmaktadır. Hızlı katılaştırılmış Al-20Si-5Fe alaşımlarında, yapılan Co katkısı ile birlikte mikroyapı daha ince ve homojen hale gel-mekte ve aynı zamanda özelliksiz bölgenin kalınlığı da artmaktadır. Hızlı katılaştırılmış Al-25Si-5Fe ve Al-30Si-5Fe alaşımlarına yapılan sırasıyla ağ.%3 ve 5 Co katkıları mik-royapıda homojen bir şekilde dağılmış küresel silisyum fazlarının oluşumuna neden olmaktadır. Al-25/30Si-5Fe alaşımlarında küresel silisyum fazlarının oluşabilmesi için optimum Si/Co oranı 6 ila 8.33 arasında olmalıdır. Yapılan kobalt katkısı ile birlikte, alaşımların mikrosertlik değerleri genellikle artış göstermektedir.

2012, 146 sayfa

Anahtar Kelimeler: Al-Si alaşımları, Fe-içeren intermetalik bileşikler, Hızlı

(6)

ii

ABSTRACT

Ph. D. Thesis

EFFECTS OF RAPID SOLIDIFICATION AND COBALT ON THE MICROSTRUC-TURAL PROPERTIES

OF HIGH SILICON CONTENT Al-Si-Fe ALLOYS M. Fatih KILIÇASLAN

Gaziosmanpasa University

Graduate School of Natural and Applied Sciences Department of Physics

Supervisor: Prof. Dr. Orhan UZUN

In this study, effects of cobalt addition on the microstructure and mechanical properties of Al–XSi–5Fe–YCo (X= 20, 25 and 30; Y = 0, 1, 3 and 5) alloys have been reported. In this context, elemental Al (99.9% purity), Si (99.999% purity), Fe (99.999 wt.% pu-rity) and Co (99.999 wt.% pupu-rity) were used to prepare the master alloys of nominal composition Al–XSi–5Fe–YCo (X= 20, 25 and 30; Y = 0, 1, 3 and 5, and all percenta-ges are wt.% unless otherwise stated). The master alloys were first produced in an in-duction heating melter. Then rapidly solidified counterparts of the master alloys were prepared using an Edmund Buhler SC melt-spinner, where the molten alloy in a boron-nitride crucible was ejected onto a polished copper wheel with 20m/s disc velocity by pressurized argon of 250 mbar. All production processes were performed in Ar atmosp-here. The microstructures of samples were investigated using X-ray diffractometry (XRD), scanning electron microscopy (SEM) and transmission electron microscopy (TEM). Thermal analysis were conducted by a differential scanning calorimetry (DSC). A Vickers microhardness tester was used for microhardness measurements. The results showed that sufficient amount of Co addition alters morphology of Fe-bearing interme-tallic compounds (IMCs) from long rod/needle – like to short rod-like, and leads to a more homogenous distribution of them in the microstructure. In the Al-Si alloys, Cobalt can also refine primary Si particles and change their morphology because it causes hig-her constitutional under cooling and has large mixing enthalpy with Si. Addition of 5 wt. % Co leads to a decrease in average size of the primary silicon and Fe-bearing in-termetallic phases in as-cast Al-20Si-5Fe alloys. In melt-spun Al-20Si-5Fe alloys with the addition of Co, the microstructure became finer and more homogenously distributed, and thickness of the featureless zone increased greatly. In the rapidly solidified Al-25Si-5Fe and Al-30Si-Al-25Si-5Fe alloys, 3 and 5 wt. % Co addition causes homogeneously distribu-ted fine spherical Si particles, respectively. The optimum ratio of Si and Co should be between 6 and 8.3 to form spherical Si grains in Al-25/30Si-5Fe alloys. In general, an improvement in microhardness value was obtained with addition of Co.

2012, 146 pages

Keywords: Al-Si alloys, Fe-bearing intermetallics, Rapid solidification, Melt Spinning,

(7)

iii

ÖNSÖZ

Öncelikle, doktora çalışmalarımda beni yönlendiren ve bilimsel olarak yetişmem adına her türlü desteği sağlayan çok değerli danışman hocam Prof. Dr. Orhan UZUN’a sonsuz saygı ve teşekkürlerimi sunarım.

Doktora çalışmalarımın önemli bir kısmını Yükseköğretim Kurulu (YÖK) bursu ile 1 yıl süre için gittiğim Güney Kore ‘de bulunan Kongju Ulusal Üniversitesi’nde (Kongju National University (KNU)) yaptım. Güney Kore’de bulunduğum süre zarfında misafir araştırmacı olarak çalıştığım Kongju Ulusal Üniversitesi İleri Malzemeler İmal Labora-tuvarı (Advanced Materials Processing Laboratory (AMPL)) üyelerinden büyük bir dostluk, yardımseverlik ve misafirperverlik gördüm. Bu sebeple, başta Prof. Dr. Soon-Jik Hong olmak üzere, Rumman Md. Raihanuzzaman, Hyo-Seob Kim, Joon-Woo Song, Cheol-Hee Lee ve Hyo-Young Park’a ve diğer tüm AMPL üyelerine sonsuz teşekkür ederim. Ayrıca, Güney Koreye gitmem için sağladığı burstan dolayı Yükseköğretim Kurulu’na da şükranlarımı sunarım.

Sevgili arkadaşım Arş. Gör. Fikret Yılmaz ve değerli hocam Yrd. Doç. Dr. Can Doğan VURDU’ya da destek ve yardımlarından ötürü teşekkürü bir borç bilirim.

Ayrıca, benden maddi ve manevi desteklerini hiçbir zaman esirgemeyen çok kıymetli annem Meryem KILIÇASLAN ve muhterem babam Adil KILIÇASLAN’a özellikle teşekkür ederim.

Son olarak, doktora eğitimim boyunca gösterdiği büyük destek, sabır ve anlayıştan do-layı sevgili eşim Semanur’a ve moral kaynağım olan oğlum Ahmet Kerem’e çok teşek-kür ederim.

Bu çalışma, DPT (Proje No: 2003K120510), TÜBİTAK (Proje No: 110M517) ve Gazi-osmanpaşa Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Birimi (Proje No: 2010/111) tara-fından desteklenmiştir.

M. Fatih KILIÇASLAN Kasım, 2012

(8)

iv İÇİNDEKİLER ÖZET ... i ABSTRACT ... ii ÖNSÖZ ... iii SİMGELER ve KISALTMALAR ... vi Simgeler ... vi Kısaltmalar ... vi ŞEKİLLER DİZİNİ ... ix ÇİZELGELER DİZİNİ ... xiv 1. GİRİŞ ... 1 1.1 Malzemelerin Hızlı Katılaştırılması ... 1 1.2 Al-Si Alaşımları ... 3 2. GENEL BİLGİLER ... 11 2.1 Kaynak Özetleri ... 11 2.2 Katılaştırma ... 14 2.2.1 Normal katılaştırma ... 14 2.2.2 Çekirdeklenme ... 15 2.2.3 Homojen çekirdeklenme ... 15 2.2.4 Heterojen çekirdeklenme ... 18 2.3 Hızlı Katılaştırma Metodları ... 18

2.3.1 Gaz atomizasyon yöntemi ... 18

2.3.2 Eriyik eğirme (Melt spinning) yöntemi... 21

2.4 Aşırı Soğuma ... 23

2.5 Al-Si alaşımlarının kimyasal modifikasyonu ... 23

2.6 Safsızlık Kökenli İkizlenme Mekanizması (Impurity Induced Twinning (IIT)) ... 24

2.7 Safsızlık Atomlarının Hetorojen Çekirdeklenme Üzerindeki Etkileri ... 27

3. MATERYAL ve YÖNTEM ... 29

3.1. Numunelerin Üretilmesi ... 29

(9)

v

3.3 Mikrosertlik analizleri ... 34

3.4. Optik (OM), Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM), Geçirimli Elektron Mikroskobu (TEM), Haritalama (MAPing), Enerji Dağılım X-Işını Spektroskopisi (EDX) Analizleri ... 35

3.5 X-ışınları (XRD) Analizleri ... 37

3.6 Diferansiyel Taramalı Kalorimetre (DSC) ... 38

4. BULGULAR ve TARTIŞMA ... 40

4.1 Ağırlıkça %20Si İçeren Alaşımlar ... 40

4.1.1 Geleneksel Döküm Yöntemi İle Üretilmiş Al-20Si-5Fe Mastır Alaşımı... 40

4.1.2 Eriyik Eğirme Yöntemi İle Üretilmiş Hızlı Katılaştırılmış Al-20Si-5Fe Alaşımı ... 58

4.2. Ağırlıkça %25 Si İçeren Alaşımlar ... 83

4.2.1 Al-25Si-5Fe mastır alaşımı ... 83

4.2.2 Eriyik Eğirme yöntemi ile üretilmiş (Melt-Spun) Al-25Si-5Fe alaşımı ... 95

4.3. Ağırlıkça %30 Si içeren alşımlar ... 114

4.3.1 Al-30Si-5Fe mastır alaşımları ... 114

4.3.2 Eriyik eğirme (Melt Spinning) yöntemi ile üretilmiş Al-30Si-5Fe alaşımları ... 118

4.4 Küresel Silisyum Parçacıkları İçin Gereken Si/Co Oranı ... 133

5. SONUÇLAR ... 135

KAYNAKLAR ... 138

EK-1 ... 146

(10)

vi SİMGELER ve KISALTMALAR Simgeler Açıklama Al Aluminyum C Santigrat Ca Kalsiyum Co Kobalt Cr Krom Cu Bakır Fe Demir HV Vickers sertliği K Kelvin Mn Mangan Na Sodyum Nd Neodyum Ni Nikel nm Nanometre s Saniye Sb Antimon Si Silisyum Sr Stronyum Zr Zirkonyum μm Mikrometre L Sıvı Kısaltmalar

BSE Geri yansıyan elektron

DMD Lazer yardımlı direk metal depozisyon (laser aided direct metal deposi tion)

(11)

vii

DSC Diferansiyel taramalı kalorimetre

DSI Derinlik duyarlı çentik (Depth sensing indentation ) EDS Enerji dağılım spektroskobisi

HCl Hidroclorik asit

HCPEB Yüksek akımla fırlatılmış elektron demeti (high current pulsed electron beam)

HEBM Yüksek enerjili bilyalı öğütme (high energy ball milling )

HFl Hidroflorik asit

HNO3 Nitrik asit

IIT Safsızlık kökenli ikizlenme (Impurity Induced Twinning ) ISE Çentik boyutu etkisi (Indentation size effect )

MAPing Haritalama

MPC Manyetik darbeli sıkıştırma (magnetic pulsed compaction)

MS Hızlı katılaştırılmış MS20 Hızlı katılaştırılmış Al-20Si-5Fe MS20-1 Hızlı katılaştırılmış Al-20Si-5Fe-1Co MS20-3 Hızlı katılaştırılmış Al-20Si-5Fe-3Co MS20-5 Hızlı katılaştırılmış Al-20Si-5Fe-5Co MS25 Hızlı katılaştırılmış Al-25Si-5Fe MS25-1 Hızlı katılaştırılmış Al-25Si-5Fe-1Co MS25-3 Hızlı katılaştırılmış Al-25Si-5Fe-3Co MS25-5 Hızlı katılaştırılmış Al-25Si-5Fe-5Co MS30 Hızlı katılaştırılmış Al-30Si-5Fe MS30-1 Hızlı katılaştırılmış Al-30Si-5Fe-1Co MS30-3 Hızlı katılaştırılmış Al-30Si-5Fe-3Co MS30-5 Hızlı katılaştırılmış Al-30Si-5Fe-5Co OM Optik mikroskop

SEM Taramalı elektron mikroskobu

RE Nadir toprak elementi

TC Geleneksel döküm

TC20 Geleneksel döküm Al-20Si-5Fe

(12)

viii TC20-3 Geleneksel döküm Al-20Si-5Fe-3Co TC20-5 Geleneksel döküm Al-20Si-5Fe-5Co TC25 Geleneksel döküm Al-25Si-5Fe TC25-1 Geleneksel döküm Al-25Si-5Fe-1Co TC25-3 Geleneksel döküm Al-25Si-5Fe-3Co TC25-5 Geleneksel döküm Al-25Si-5Fe-5Co TC30 Geleneksel döküm Al-30Si-5Fe TC30-1 Geleneksel döküm Al-30Si-5Fe-1Co TC30-3 Geleneksel döküm Al-30Si-5Fe-3Co TC30-5 Geleneksel döküm Al-30Si-5Fe-5Co

TEM Geçirimli elektron mikroskobu

TPRE İkiz düzlem kertiği (twin plane re-entrant edge )

(13)

ix

ŞEKİLLER DİZİNİ

Şekil 1.1 İkili Al-Si faz diyagramı (Murray and McAlister, 1984) ... 4 Şekil 2.1: Çekirdeklenmeye karşı serbest enerji engelinin şematik gösterimi

(Kınıkoğlu, 2006; Atalay 2008) ... 17 Şekil .2.2. Dikey tasarımlı bir gaz atomizasyon sisteminin şematik gösterimi ... 20 Şekil 2.3. Eriyik eğirme (melt spinning) sisteminin şematik gösterimi ... 22 Şekil 2.4. Al-Si alaşımlarında birincil silisyumun büyüme mekanizması: (a) Modifiye

edilmemiş ötektiküstü Al-Si alaşımında anizotropik büyüme, (b) Modifiye edilmiş ötektiküstü Al-Si alaşımında nerdeyse izotropik büyüme (Xu ve ark., 2006) ... 25 Şekil 2.5. Al-Si alaşımlarında silisyumu modifiye etmek için sıklıkla kullanılan bazı

elementler ile silisyum çaplarının oranını gösteren grafik (Xu ve

ark., 2006) ... 26 Şekil 2.6 Belirli bir boyuttaki safsızlık atomnun {111} düzlemlerine altarnetif bir

büyüme adımına nasıl sebep olduğunu elmas kübik kafesi için {011} izdüşüm düzleminde gösteren şematik diagram. Diğer bir değişle safsızlık kökenli ikizlenme mekanizmasının şematik

gösterimi. ... 27 Şekil 3.1. Gaziosmanpaşa Üniversitesi Fen-Edebiyat Fakültesi İleri Katıhal Fiziği

Laboraturında bulunan indüksiyon eritme cihazı ... 29 Şekil 3.2. Tez kapsamında üretilen mastır alaşımların fotoğrafları ... 30 Şekil 3.3. Gaziosmanpaşa Üniversitesi Fen-edebiyat Fakültesi İleri Katıhal Fiziği

Laboratuarında bulunan Eriyik Eğirme Cihazı (Melt-Spinner)... 31 Şekil 3.4. Al-20Si-5Fe alaşımının şerit formundaki hızlı katılaştırılmış karşıtının

fotoğrafı. ... 31 Şekil 3.5. Gaziosmanpaşa Üniversitesi Fen-edebiyat Fakültesi İleri Katıhal Fiziği

Laboratuarında bulunan otomatik kafalı parlatma cihazı ... 33 Şekil 3.6. Kongju Ulusal Üniversitesi Mühendislik Fakültesi Malzeme Bilimi

Mühendisliği Bölümü (Güney Kore) laboratuarında bulunan

Matsuzawa MMT-X3 statik sertlik cihazı ... 35 Şekil 3.7. TESCAN JSM-6335F (SEM) ve MIRA LMH (SEM-EDX) cihazlarına ait

fotoğraflar (Kongju Ulusal Üniversitesi Mühendislik

Fakültesi/Güney Kore). ... 36 Şekil 3.8. Jeol marka Jem-2100F (HR) model (TEM) cihazına ait fotoğraf (NANO

National NanoFab Center / Daejeon /Güney Kore). ... 37 Şekil 3.9. DMAX2000 (XRD) cihazına ait fotoğraflar (Kongju Ulusal Üniversitesi

Mühendislik fakültesi/Güney Kore). ... 38 Şekil 3.10. Gaziosmanpaşa Üniversitesi Fen-edebiyat Fakültesi İleri Katıhal Fiziği

(14)

x

Şekil 4.1. TC20, TC20-1, TC20-3 ve TC20-5 numunelerinin mikroyapılarının farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimini gösteren optik

fotoğraflar ... 41

Şekil 4.2. TC20 numunesinde gözlenen balık kılçığı benzeri yapılara ait optik fotoğraflar. ... 42

Şekil 4.3. TC20-1 numunesinde gözlenen (a) balık kılçığı benzeri ve (b) yıldız benzeri ve yapılara ait optik fotoğraflar ... 43

Şekil 4.4. TC20 numunesine ait taramalı elektron mikroskobu (SEM) fotoğrafı (Geri Yansıyan Elektron (BSE) modu, 300X büyütme) ... 45

Şekil 4.5. TC20-1 numunesine ait taramalı elektron mikroskobu (SEM) fotoğrafı (Geri Yansıyan Elektron (BSE) modu, 300X büyütme) ... 46

Şekil 4.8. TC20, TC20-1, TC20-3 ve TC20-5 numunelerinin mikroyapılarının farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimini gösteren BSE SEM mikrografları. ... 47

Şekil 4.9. TC20, TC20-1, TC20-3 ve TC20-5 numunelerinin X-ışını kırınım (XRD) desenleri. ... 48

Şekil 4.10. TC20 numunesinde gözlenen intermetalik fazların SEM- EDS analizleri ... 49

Şekil 4.11. TC20-1 numunesinin SEM-Haritalama (MAPing) analizi ... 52

Şekil 4.12. TC20-3 numunesinin SEM-Haritalama analizi ... 53

Şekil 4.13. TC20-5 numunesinin SEM-Haritalama analizi ... 54

Şekil 4.14. TC20, TC20-1, TC20-3 ve TC20-5 numunelerinin sertlik değerlerinin farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi ... 55

Şekil 4.15. Eriyik eğirme (MS) yöntemi ile üretilmiş (a) MS20, (b) MS20-1, (c) MS20-3 ve (d) MS20-5 şeritlerinin hafif dağlamadan sonra alınmış optık mikrografları... 58

Şekil 4.16. MS yöntemi ile üretilmiş (a) MS20, (b) MS20-1, (c) MS20-3 ve (d) MS20-5 şeritlerinin hafif dağlamadan sonra alınmış SEM mikrografları. ... 59

Şekil 4.17. MS yöntemi ile üretilmiş (a) MS20, (b) MS20-1, (c) MS20-3 ve (d) MS20-5 şeritlerinin şiddetli dağlamadan sonraki optik mikrografları. ... 60

Şekil 4.18. MS yöntemi ile üretilmiş MS20 numunesinden alınmış (a) 10.000X ve ( b) 30,000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 62

Şekil 4.19. MS20-1 numunesinden alınmış (a) 10.000X ve (b) 30.000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 64

(15)

xi

Şekil 4.20. MS20-3 numunesinden alınmış (a) 5.000X ve (b) 50.000X büyütme

oranlarına sahip mikrograflar ... 65 Şekil 4.21. MS20-5 numunesinden alınmış (a) 10.000X ve (b) 30,000X büyütme

oranlarına sahip mikrograflar ... 66 Şekil 4.22. MS yöntemi ile üretilmiş (a) MS20, (b) MS20-1, (c) MS20-3 ve (d)

MS20-5 şeritlerinin şiddetli dağlamadan sonraki SEM

mikrografları. ... 67 Şekil 4.23. MS20, MS20-1, MS20-3 ve MS20-5 şerit numunelerinin X-ışını desenleri.

... 69 Şekil 4.24. MS20 numunesinden alınan TEM fotoğrafları: (a) Çubuk şeklindeki

Fe-içeren intermetalikler, (b) Nano boyutlu faset yapılı silisyum parçacığı ve çubuk şeklindeki intermetalik, (c) Nano boyutlu

alüminyum ve silisyum parçacıkları ... 71 Şekil 4.25. MS20 numunesindeki Fe-içeren çubuk benzeri intermetalik faza ait

TEM-EDS analizi ... 72 Şekil 4.26. MS20-5 numunesinden alınan ve büyütme oranına göre küçükten büyüğe

(a) ve (b) şeklinde sıralanan TEM fotoğrafları ... 74 Şekil 4.27. MS20-5 numunesinden alınan yüksek büyütme oranlı TEM fotoğrafları.

(a) Fe-içeren intermetalik üzerinde ikiz düzlemleri görülmektedir. (b) Silisyum kristalinin fasetalı karakteri açık bir şekilde

görülebilmektedir. ... 75 Şekil 4.28 (a). MS20 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 76 Şekil 4.28 (b). MS20-3 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 77 Şekil 4.28 (c). MS20-5 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 78 Şekil 4.29. MS20, MS20-1, MS20-3 ve MS20-5 numunelerinin sertlik değerlerinin

farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi ... 81 Şekil 4.30. Geleneksel Döküm TC25, TC25-1, TC25-3 ve TC25-5 numunelerinin

ötektik mikroyapılarının farklı miktarlarda eklenen eklenen Co ile genel değişimini gösteren taramalı elektron mikroskobu (SEM)

görüntüleri ... 85 Şekil 4.31. TC25-1 numunesindeki birincil silisyum ve intermetalik fazların SEM

görüntüsü ... 85 Şekil 4.32. TC25, TC25-1, TC25-3 ve TC25-5 numunelerinin mikroyapılarının farklı

miktarlarda eklenen Co ile genel değişimini gösteren SEM

mikrografları ... 86 Şekil 4.33. TC25, TC25-1, TC25-3 ve TC25-5 numunelerinden alınan X-ışını

(16)

xii

Şekil 4.34. TC25 numunesinden alınan SEM- MAPing ve EDS nokta analizleri ... 89

Şekil 4.35. TC25-1 numunesinden alınan SEM- MAPing ve EDS nokta analizleri ... 91

Şekil 4.38. TC25, TC25-1, TC25-3 ve TC25-5 alaşımlarının mikrosertlik değerlerinin farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi ... 94

Şekil 4.39. Hızlı katılaştırılmış (a) MS25, (b) MS25-1, (c) MS25-3 ve (d) MS25-5 şeritlerinin hafif dağlamadan sonra alınmış optik fotoğrafları ... 96

Şekil 4.40. Eriyik eğirme yöntemi ile üretilmiş MS25 numunesinden alınmış (a) 5.000X ve ( b) 30.000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 97

Şekil 4.41. Hızlı katılaştırılmış MS25-1 numunesinden alınmış (a) 5.000X ve ( b) 30.000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 99

Şekil 4.42. Hızlı katılaştırılmış MS25-3 numunesinden alınmış (a) 10.000X ve (b) 30.000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 100

Şekil 4.43. Hızlı katılaştırılmış MS25-5 numunesinden alınmış (a) 5.000X ve (b) 30.000X büyütme oranlarına sahip mikrograflar ... 101

Şekil 4.44. Hızlı katılaştırılmış (a) MS25, (b) MS25-1, (c) MS25-3 ve (d) MS25-5 şeritlerinin hafif dağlamadan sonra alınmış SEM mikrografları. ... 103

Şekil 4.45. Hızlı katılaştırılmış MS25, MS25-1, MS25-3 ve MS25-5 numunelerine ait X-ışını desenleri... 104

Şekil 4.46. MS25 numunesinden alınan ve büyütme oranına göre küçükten büyüğe (a), (b) ve (c) şeklinde sıralanan TEM mikrografları ... 105

Şekil 4.47. MS25-3 numunesinden alınan TEM mikrografları ve TEM-Haritalama (TEM-MApping) analizleri ... 106

Şekil 4.48 (a). MS25 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma (cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 109

Şekil 4.48 (b). MS25-3 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma (cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 110

Şekil 4.49. MS25, MS25-1, MS25-3 ve MS25-5 şeritlerinin mikrosertlik değerlerinin farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi. ... 112

Şekil 4.50. TC30, TC30-1, TC30-3 ve TC30-5 numunelerinin mikroyapılarının farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimini gösteren optik fotoğraflar ... 114

Şekil 4.51. TC30, TC30-1, TC30-3 ve TC30-5 numunelerinin mikroyapılarının fatklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimini gösteren SEM mikrografları ... 115

Şekil 4.52. TC30, TC30-1, TC30-3 ve TC30-5 numunelerinden alınan X-ışınları desenleri ... 116

(17)

xiii

Şekil 4.53. TC30, TC30-1, TC30-3 ve TC30-5 numunelerinin mikrosertlik

değerlerinin farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi ... 117 Şekil 4.54. Eriyik eğirme yöntemi ile üretilmiş (a) MS30, (b) MS30-1, (c) MS30-3

ve (d) MS30-5 şeritlerinin optik fotoğrafları ... 119 Şekil 4.55. MS30 şeridinden alınmış SEM mikrografları : (a) 10000X , (b) 30000X

büyütme ... 120 Şekil 4.56. MS30-1 şeridinden alınmış SEM mikrografları : (a) 10000X , (b) 30000X

büyütme ... 124 Şekil 4.59. Eriyik eğirme yöntemi ile üretilmiş (a) MS30, (b) MS30-1, (c) MS30-3

ve (d) MS30-5 şeritlerinin SEM mikrograflarının karşılaştırmalı

gösterimi. ... 126 Şekil 4.60. MS30, MS30-1, MS30-3 ve MS30-5 numunelerine ait X-ışını desenleri ... 127 Şekil 4.61(a). MS30 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 129 Şekil 4.61 (b). MS30-3 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 130 Şekil 4.61 (c). MS30-5 numunesinden elde edilmiş ısıtma (heating) ve soğuma

(cooling) süreçlerine ait DSC eğrileri ... 131 Şekil 4.62. MS30, MS30-1, MS30-3 ve MS30-5 numunelerinin mikrosertlik

değerlerinin farklı miktarlarda eklenen Co ile genel değişimi ... 132 Şekil 4.63. Al-25Si-5Fe-XCo ve Al-30Si-5Fe-XCo (X=3, and 5) alaşımlarında farklı

Si/Co oranları için, silisyum fazlarının morfolojilerinde meydana

(18)

xiv

ÇİZELGELER DİZİNİ

Çizelge 3.1. Tez kapsamında üretilen alaşımlar ve bunlara ait kodlar. ... 32

Çizelge 4.1. TC20 numunesinde gözlenen intermetalik fazların SEM- EDS analizleri .... 50

Çizelge 4.2. MS20 numunesinde gözlenen intermetalik fazların TEM- EDS analizleri ... 73

Çizelge 4.3 (a). MS20 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkları... 76

Çizelge 4.3 (b). MS20-3 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkalrı ... 77

Çizelge 4.3 (c). MS20-5 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkları... 78

Çizelge 4.4. TC25 numunesinden alınan SEM- MAPing ve EDS nokta analizleri ... 89

Çizelge 4.5. TC25-1 numunesinden alınan SEM- MAPing ve EDS nokta analizleri ... 91

Çizelge 4.8. Şekil 4.47 (b) de görülen yuvarlak silisyum taneciği içerisindeki koyu gri fazın TEM-EDS analiz sonucu ... 107

Çizelge 4.9 (b). MS25-3 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkları ... 110

Çizelge 4.9 (c). MS25-5 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkları... 111

Çizelge 4.10 (b). MS30-3 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklıkları ve Pik Başlangıç Sıcaklıkları ... 130

Çizelge 4.10 (c). MS30-5 numunesinin DSC analizlerinde gözlenen Pik Sıcaklığı, Pik Başlangıç Sıcaklığı ... 131

(19)

1. GİRİŞ

1.1 Malzemelerin Hızlı Katılaştırılması

Tarih boyunca insanoğlu her zaman daha dayanıklı, daha işlevsel, daha yeni kısaca her bakımdan daha üstün alet ve teçhizata sahip olmaya çalışmıştır. Özellikle kılıç, zırh, gibi metalden mamul araç ve gereçlerin dayanıklı olmalarının yanında hafif olmaları da hep istenen bir durum olmuştur. Bir aygıtı daha hafif yapmanın akla ilk gelen iki yolu, ya daha az malzeme kullanmak örneğin daha ince kılıçlar yapmak, ya da kullanılan malzemeyi değiştirmektir. Malzemeyi az kullanmak dayanım açısından yetersizliklere neden olurken, farklı bir malzeme kullanmakta her zaman mümkün (en azından ekono-mik) olmayabilir. Bu ve benzeri sebeplerden ötürü insanoğlu tarih boyunca hem yeni malzemelerin arayışı içinde hem de sahip olduğu malzemeleri geliştirme çabasında ol-muştur. Toz metalürjisi ve hızlı katılaştırma teknikleri de insanoğlunun tarih boyunca girdiği bu arayışın sonuçlarından bir kaçı olarak değerlendirilebilir.

Sıcak çelik, sertleştirmek amacıyla en az 2000 yıldan daha fazla bir süredir su veya yağ içerisinde hızlı soğumaya maruz bırakılmaktadır. Çeliği sertleştirmek amacıyla uygula-nan yöntemlerin zaman içerisinde çeşitli alt versiyonları türetilmiştir. Çeşitli çözeltiler, hatta bazıları sözüm ona büyülü olan antik çözeltiler, daha iyi kılıçlar ve zırhlar elde etmek için suya eklene gelmiştir. Son yıllarda ise ısıl işlem süreçlerinde soğuma hızları üzerindeki kontrol mekanizmaları, polimer ilavesi gibi yöntemlerle çeşitlendirilmiştir. Bu işlemler esnasında elde edilecek 1000 K/s lik bir soğuma hızı, hem istisnai derecede yüksek hem de çatlaklara neden olduğundan dolayı istenmeyen bir olgu olarak değer-lendirilir (Lieberman 1993 S:1). Burada kastedilen, geleneksel yöntemlerin modifiyesi ile nispeten yüksek soğuma hızlarının elde edilme çabalarıdır.

Modern anlamda hızlı katılaştırma terimi, katılaşma sürecinin kısa bir zaman aralığında başlayıp tamamlanmasını ve katılaşma ön yüzeyinin (solidification front) yüksek bir hızla yayılımını ifade eder. Bu tarife uyan bir hızlı katılaştırma, çok yüksek bir soğuma hızı söz konusu olduğunda gerçekleşmekte olup, ince bir plaka, filamen veya

(20)

damlacık-lar şeklindeki bir metal eriyiğinin herhangi bir ısı soğurucusu ile çok iyi bir şekilde te-mas etmesi sonucu cereyan eder. Bu tete-mas esnasında hızlı katılaştırma, ya dışarıya ısı salınımı ve katılaşma ön yüzeyinin yayılımı için gerekli olan gizil ve öz ısıların taşınımı suretiyle direkt olarak, ya da yüksek bir aşırı soğuma söz konusu olduğunda rekalesens (yeniden ısınma) esnasında dolaylı olarak vuku bulur.

Alaşımların hızlı katılaştırılmasında pek çok metot vardır. Bu metotların hepsinde temel amaç, eriyiğin çok kısa bir zaman aralığında soğutularak katılaştırılmasıdır. Hızlı katı-laştırma teknikleri genel olarak damlacık (droplet), eğirme (spinning) ve yüzey eritme (surface melting) başlıkları altında incelenebilir. Gaz atomizasyonu (gaz atomization), sprey deposizyonu (spray deposition), eriyik eğirme (melt-spinning) v.b hızlı katılaş-tırma yöntemleri ve bunların çeşitli türevlerinin tümünde, katılaşma esnasında çok yük-sek soğuma hızları, çok yükyük-sek aşırı soğuma ve çok yükyük-sek katılaşma ön yüzey hızları üretilebilir. (Suryanarayana, 1999 S:23; Duwez ve Wıllens, 1963). Literatürde örneğin gaz atomizasyonu işleminde 105 K/s (Rajabi ve ark., 2008a), eriyik eğirme işleminde ise 107 K/s gibi (Rajabi ve ark. 2008b) çok yüksek soğuma hızlarına ulaşıldığı rapor edil-mektedir. Hatta yüzey eritme teknolojilerinde 1010

K/s lik muazzam bir soğuma hızı, yüzlerce K’lik bir aşırı soğuma ve 100 m/s gibi oldukça yüksek bir katılaşma ön yüzey hızı söz konusu olabilmektedir (Suryanarayana, 1999 S:23). Hızlı katılaştırma bir an-lamda da termal enerjinin yüksek sıcaklıklı bir metal eriyiğinden çok hızlı bir şekilde alınması demektir. Termal enerjinin eriyikten çok hızlı bir şekilde çıkışı ise denge dışı bir durum meydana getirir. Bu denge dışı durum yukarıda da bahsedildiği gibi yüksek aşırı soğumaya neden olmanın yanında, i) katı çözünürlük sınırlarının artması, ii) tane boyutunda azalma, iii) ayrışmış fazların sayı ve boyutlarının azalması ve iv) yeni denge dışı alaşım fazlarının oluşumu gibi çeşitli avantajları da beraberinde getirir. Tabiki, bu avantajların tümü aynı anda gözlemlenmeyebilir (Kim 1998, Koch, 1988).

Farklı hızlı katılaştırma teknikleri arasından eriyik eğirme (melt-spinning) tekniği diğer-lerine nazaran, yüksek soğuma hızı elde edilmesi ve en iyi fiyat/performans oranı bakı-mından daha üstündür. Örneğin, gaz atomizasyon ve sprey depozisyon teknikleri parçalı süreçlerdir. Hâlbuki eriyik eğirme tekniği sürekli bir işlem olup, bu yöntemle 7 m‘ye kadar varan uzunluklarda kesintisiz şeritler üretmek mümkündür (Zhang ve ark., 2009).

(21)

Bölüm 2 de hızlı katılaştırma yöntemlerinden en yaygın olarak kullanılmakta olan gaz atomizasyonu ve eriyik eğirme teknikleri kısaca anlatılmaktadır. Esasında bu iki yöntem hızlı katılaştırma tekniklerinin neredeyse tamamı için geçerli olan genel bilgileri de ihti-va etmektedir. Bölüm 2 de ayrıca, metallerin normal katılaştırılma süreci hakkında da kısaca bilgi verilmektedir.

1.2 Al-Si Alaşımları

Alüminyum yer kabuğunda en bol bulunan ve dolayısıyla en ucuz metallerden birisidir. Yoğunluğu demirin yoğunluğundan daha azdır. Isıl ve elektrik iletkenliği yüksektir. Dış yüzeyinde kolaylıkla oluşan oksit tabakasından dolayı havanın ve çeşitli kimyasalların etkilerine karşı dayanıklıdır. Bu ve benzeri başka sebeplerden ötürü alüminyumun tek-nolojik uygulamalarda, bilhassa havacılık ve otomotiv endüstrisinde önemi büyüktür. Özellikle hafif bir metal olması, kolay ve ucuz elde edilebilir olması gibi sebepler yü-zünden, pek çok endüstri dalında alüminyumun fazla bir alternatifi yoktur. Dolayısıyla günümüzde hala alüminyum ve onun alaşımlarının özelliklerinin geliştirilmesi üzerine yoğun bilimsel araştırmalar yapılmaktadır.

Al alaşımları arasında Al-Si alaşımları, sahip oldukları yüksek dayanım /ağırlık oranı, düşük termal genleşme katsayısı, yüksek aşınma ve korozyon direnci gibi üstün özellik-lerden dolayı otomotiv endüstrisi, savunma ve havacılık sanayisi gibi ileri teknoloji ge-rektiren alanlarda yoğun olarak kullanılmaktadır (Srivastava ve ark. 2004; Wang ve ark. 2009). Al-Si alaşımları, içerdikleri silisyum miktarı bakımından ötektikaltı, ötektik ve ötektiküstü şeklinde gruplandırılırlar. Silisyum içeriği %11-13 arasında olanlar ötektik, %11 den daha az oranda Si içerenler ötektikaltı ve %13 den daha fazla oranda Si içeren alüminyum alaşımları ise ötektiküstü mikroyapıya sahiptirler. Ticari olarak kullanılan alüminyum-silisyum alaşımlarının sahip olduğu silisyum oranı %5 -23 arasında değiş-mektedir (Hegde ve Prabhu, 2008). Şekil 1.1 de ikili Al-Si alaşımlarına ait bir faz di-yagramı verilmektedir. Bu faz didi-yagramına göre ötektik nokta, alaşımın ağırlıkça %12,6 silisyum içerdiği noktadadır (Şek.1.1). Bu noktanın sağ tarafında kalan alaşımlar ötekti-küstü, sol tarafında kalanlar ise ötektikaltı Al-Si alaşımları olarak bilinirler.

(22)

Şekil 1.1 İkili Al-Si faz diyagramı (Murray and McAlister, 1984)

Geleneksel döküm yöntemlerinin yetersizliklerinden dolayı, ticari olarak kullanılan Al-Si alaşımlarının çoğu ötektikaltı veya ötektik alaşımlardır. (Chang ve ark., 1998). Çünkü geleneksel döküm teknikleri ile üretilen ötektiküstü Al-Si alaşımlarında yavaş soğuma-dan dolayı, ana yapı içerisinde büyük taneli ve kırılgan birincil Si kristalleri bloklar şek-linde oluşur. Uçları ve kenarları keskin bu bloklar iğnemsi, lamelli, yıldız-şekilli veya plaka şekilli yapılarda olabilirler. Bu yapılardan dolayı ana alaşım içindeki gerilimli bölgelerde premature çatlaklar ve kırıklar oluşabilmektedir (Chang ve ark., 1998). Bu yüzden geleneksel döküm ötektiküstü Al-Si alaşımları zayıf mekanik özelliklere sahip-tirler (Wang ve ark., 2009; Chang ve ark., 1998; Lu ve ark., 2007). Ayrıca sert ve büyük Si kristalleri, işlenebilirliği de olumsuz yönde etkilemektedir (Seok ve ark.,2005). İşle-nebilirliğin zorlaşması ve mekanik özelliklerde meydana gelen zayıflama dolayısıyla, ötektiküstü Al-Si alaşımlarının potansiyel kullanım alanlarındaki uygulamaları da sınırlı hale gelir. Ayrıca literatürde, silisyum oranının ağırlıkça %27 den fazla olması duru-munda, alaşım içinde üç boyutlu sürekli bir silisyum ağının meydana geldiği ve bu du-rumun akışkanlığı azalttığı, tortulaşmaya, gözenekliliğe, homojensizliğe ve benzer baş-kaca olumsuz etkilere neden olduğu bildirilmektedir (Hogg ve ark., 2004; Ward ve ark., 1992). Yine literatürde, Si içeriği % 30 dan fazla olduğunda, sert ve deforme edileme-yen Si parçacıklarının dislokasyon hareketlerini sınırlandırarak, katı halde plastik

(23)

de-formasyonu zorlaştırdığı da ifade edilmektedir (Chiang ve Chi Tsao, 2005; Chiang ve Tsao, 2003). Bu sebeplerden ötürü, ticari uygulamalarda, geleneksel döküm Al-Si ala-şımlarındaki Si miktarı genellikle %20 civarında sınırlandırılır (Tomida ve ark., 2003).

Ötektiküstü Al-Si alaşımlarının mikroyapısı, birincil silisyum parçacıklarından ve ötek-tik α-Al ve ötekötek-tik Si yapılarından müteşekkildir. Bu alaşımların fiziksel ve mekaniksel özellikleri yapılarındaki birincil silisyum parçacıklarının boyutuna, morfolojisine ve mikroyapıdaki dağılımlarına sıkı bir şekilde bağlıdır. Mikroyapı içerisinde homojen bir şekilde dağılmayan, keskin kenarlı ve büyük silisyum kristalleri, mekanik özellikler için son derece zararlıdır. (Chang ve ark.,1998; Lu ve ark., 2007;, Dai ve Liu, 2008). Ancak, mikroyapıda büyük silisyum tanelerinin oluşmasına izin vermeksizin, Si içeriği ne kadar artırılırsa yüksek sıcaklık dayanımı, elastiklik modülü, aşınma direnci v.b. özellikler o derece geliştirilmiş olur. Termal genleşme katsayısı azalır, termal iletkenlik, sertlik ve katılık (stifness) artar. (Tomida ve ark., 2003; Cho ve ark., 1998). Bu alaşımların sahip oldukları düşük termal genleşme katsayısı, yüksek dayanım /ağırlık oranı ve yüksek aşınma direnci gibi gelişmiş fiziksel ve mekaniksel özelliklerin, alüminyum matrisi içinde yüksek miktarda bulunan hem ötektik hem de birincil silisyum fazlarından kay-naklandığı düşünülmektedir (Lu ve ark., 2007; Hong ve Suryanarayana, 2005). Bu se-beple son yıllarda, daha yüksek performans gerektiren otomotiv motorlarının yapımın-da, geleneksel ötektik civarı Al-Si alaşımlarının yerine ötektiküstü Al-Si alaşımlarının kullanılması konusunda giderek artan bir ilgi vardır (Zhang ve ark., 2009).

Genel olarak, Al-Si alaşımlarının özellikleri, tane boyutunun küçültülmesi, ötektik mo-difikasyon ve birincil silisyum fazlarının inceltilmesi işlemlerinden biri veya daha fazla-sının uygulanmasıyla geliştirilebilir (Dwivedive ark., 2005). Bu bakımdan, üstün fizik-sel ve mekanikfizik-sel özellikler elde etmek amacıyla alüminyum alaşımlarına yapılan yük-sek Si katkısının işe yarayabilmesi için, yapı içerisinde oluşan bu büyük Si tanelerinin küçültülmesi ve şekillerinin modifiye edilmesi büyük bir önem arz etmektedir (Rao ve ark., 2009; Zhang ve ark., 2009). İşte bu noktada mikroyapının inceltilmesi ve homo-jenliği açısından hızlı katılaştırma ve mekanik alaşımlama teknikleri hayati önemdedir-ler. Hızlı katılaştırma ve mekanik alaşımlama yöntemleri mikroyapıyı inceltmek ve mo-difiye etmek için kullanılan çok etkin yöntemlerdir. Sürtünme karıştırma (Firiction stir)

(24)

(Rao ve ark., 2009), elektromanyetik karıştırma (electromagnetic strring) yöntemleri de (Lu ve ark., 2007) yüksek silisyum ihtiva eden, ince mikroyapılı alüminyum alaşımları üretmek için kullanılan yöntemlerdendir.

Alüminyum esaslı alaşımlarda, mikroyapıyı hem inceltmek hem de modifiye etmek için kullanılan bir diğer yöntem de, alaşıma az miktarda demir (Fe), bakır (Cu), krom (Cr), nikel (Ni) gibi geçiş metalleri ve nadir toprak elementleri ile kimyasal katkılar yapmak-tır. Bu bağlamda, birincil Si parçacıklarını modifiye etmek için Al-Si alaşımlarında en yaygın kullanılan katkı elementi fosfordur. (Chang ve ark., 1998; Lu ve ark., 2007; Chi-ang ve Tsao, 2006; Dai ve Liu, 2008; Hong ve Suryanarayana, 2005; Rajabi ve ark., 2008; Chiang ve Tsao, 2006). Ancak, Al-Si alaşımlarında Si oranı %30‘dan fazla ise, fosfor (P) ile modifiye etmek çok kullanışlı değildir (Lu ve ark., 2007). Ayrıca fosfor genellikle, kırmızı fosfor, fosfat tuzu veya CuP mastır alaşımı şeklinde Al-Si alaşımları-na eklenmektedir. Bu yöntemlerin hepsinin de az veya çok yetersizlikleri mevcuttur. Bunlardan kırmızı fosfor ve fosfat tuzu çevre kirliği bakımından olumsuzluk teşkil et-mekte iken, CuP mastır alaşımı ise modifikasyon verimliliği açısından kararsızdır (Chen ve ark., 2007).

Öte yandan, geçiş metali ihtiva eden ötektiküstü Al-Si alaşımları sahip oldukları özellik-lerden dolayı ilgi çekmektedir (Srivastava ve ark., 2002). Ötektiküstü Al-Si alaşımlarına demir gibi geçiş metallerinin eklenmesi, yüksek sıcaklıklarda, hem aşınma direncini hem de gerilme dayanımını artırmaktadır. Bu tür alaşımlara yapılan az miktarda Cu ve mağnezyum (Mg) katkısı, çözelti ve çökelme sertleşmeleri yoluyla dayanım artışına neden olur. Ni katkısı yüksek sıcaklık dayanımını artırır aynı zamanda da termal gen-leşme katsayısını düşürür. Cr ve Zr ise mikroyapı modifiye edicileri olarak kullanılırlar (Rajabi ve ark. 2008; Yang ve ark., 2001; Kim ve ark., 2000).

Demir, Al-Si alaşımlarında kullanılan en yaygın belki de en önemli alaşımlama ve saf-sızlık elementlerinden biridir. Çoğu zaman belirli bazı karakteristikleri elde etmek ama-cıyla kasıtlı olarak katılmasının dışında istenmeyen bir katkı maddesidir. Demir ilavesi alaşımın özelliklerini iki açıdan etkiler. Bunlardan birincisi; demir, Al ve Si ile çeşitli metallararası bileşikler oluşturmaktadır. Bu metaller arası bileşiklerin çoğu son ürünün

(25)

mekanik özellikleri açısından zararlı olarak görülür. Demir ilavesinin alaşım özellikleri-ne ikinci etkisi ise, ergimiş alüminyum alaşımının kalıp malzemesi ile etkileşimini (kaynaklanma ve yapışma) azaltmasıdır. Çünkü demir katılaşma esnasında, kalıp ile döküm malzeme arayüzeyinde ince bir metaller arası tabaka oluşumuna neden olmak-tadır (Nafisi ve ark., 2006). Ekonomik açıdan ise alüminyum alaşımlarında demirin kul-lanılması tercih edilen bir durumdur (Ma ve ark., 2010). Alüminyum alaşımlarına yapı-lan ana katkı maddelerinden birisi oyapı-lan demir, ticari alaşımlarda daima mevcuttur (Sri-vastava ve ark., 2002). Demirin katı hal difüzyon miktarı yüksek, sıvı hal difüzyon ora-nı ise hem alüminyumdan hem de silisyumdan daha düşüktür. Bu özelliklerden dolayı demir α-Al içerisinde yüksek kimyasal homojenliğe sahiptir. Aynı zamanda demir, hem işleme hem de servis sürecinde yüksek termal kararlılığa neden olur. Ayrıca Al-Si ala-şımlarına yapılan %5 oranındaki demir katkısının, esas alaşımın özelliklerinden feragat etmeksizin yüksek sıcaklık performansı elde edilmesine yol açtığı literatürden bilinmek-tedir (Zhou ve ark., 1991). Demirin alüminyum içerisinde çözünürlüğünün çok düşük olması yapı içerisinde demir içerikli metaller-arası bileşiklerin oluşmasına neden olur (Srivastava ve ark., 2002). Yapı içerisinde oluşan sert Al-Si-Fe metaller-arası bileşiği, aşınma direncini artırırken, bu bileşik tanelerinin incelmesi ve alüminyum matrisi içinde homojen bir şekilde dağılması ise yüksek sıcaklık dayanımının artmasına neden olur (Cho ve ark., 1998). Ancak, demir içerikli metaller- arası bileşikler büyük bloklar halin-de ve iğnemsi yapılar şeklinhalin-de oluşma eğiliminhalin-dedirler. Bu da malzemenin mekaniksel özelliklerini olumsuz yönde etkilemektedir (Huang ve ark., 2009). Bu durumda, metal-ler-arası bileşiklerin, birincil Si tanelerindekine benzer bir şekilde, morfolojilerini değiş-tirmek ve boyutlarını küçültmek büyük önem taşımaktadır (Rajabi ve ark., 2008). Özel-likle büyük Si blokları ile iğnemsi yapıdaki Fe içerikli fazların inceltilmesi ve şekil ba-kımından modifiye edilmesine yönelik mikroyapı optimizasyonu önemli bir çalışma alanı haline gelmiştir.

Al-Si-Fe alaşımlarında yüksek dayanım ve iyi bir süneklik elde edebilmek için birkaç strateji önerilmektedir. Bu stratejilerin ilki alaşıma, hetorojen çekirdeklenmeyi artırmak ve birincil Si bloklarının oluşumunu azaltmak amacıyla Na, Sr, Nd, Ca, P, Sb gibi modi-fiye edici elementlerin katılmasıdır. İkincisi, Fe içerikli fazların olumsuz etkilerini nötürlemek amacıyla “nötürleyiciler” diye isimlendirilen Mn, Cr, Be, Sr, Ca, Co, K v.b

(26)

elementlerin alaşıma az miktarda katılmasıdır, Üçüncüsü ise, katılaşma esnasında so-ğuma hızının artırılmasıdır (Hou ve ark., 2009). Yukarıda da bahsedildiği gibi soso-ğuma hızının mikroyapı oluşumu üzerinde önemli etkileri mevcuttur. Araştırmalardan elde edilen sonuçlara göre, yerel soğuma hızına bağlı olarak, Al3Fe, Al6Fe, AlmFe, α-AlFeSi

ve -AlFeSi v.b farklı kararlı veya yarı kararlı metaller arası bileşikler oluşabilmektedir (Zhang ve ark., 2009; Allen ve ark., 1998).

Daha önce de belirtildiği gibi fiziksel ve mekaniksel özelliklerin daha da geliştirilmesi amacıyla Al-Si alaşımlarına geçiş metallerinin eklenmesi yaygın bir davranıştır (Srivas-tava ve ark., 2002; Rajabi ve ark., 2009). Kobalt periyodik cetvelde nikelin hemen önünde, 4. periyotta bulunan bir geçis metalidir ve atom numarası 27’dir. Atomik boyut, ergime noktası ve yogunluk bakımından nikele çok benzemektedir. Krom, nikel, tungs-ten, karbon, demir ve diğer alaşım elementleri ile alaşımlanarak kobalt esaslı süperala-şımlar üretilebilir. Kobalt esaslı süperalasüperala-şımlar çok düzgün gerilme ve kopma özellikle-rine sahiptirler. Ayrıca süperalaşımlarda kullanılan kobalt miktarının artırılması ile yük-sek sıcaklıklarda daha üstün özelliklere sahip malzemelerin üretilebileceği öngörülmek-tedir (Günebakmaz, 2007). İyi sünekliğe sahip ilk amorf alaşımlar alüminyum – geç geçiş metali- lantanit üçlü alaşım sistemlerinde elde edilmiştir. Bu tür alaşımlardan iyi özelliklere sahip olan Al-Ni-Y sistemine yapılan Co katkısının, sünekliği azaltmaksızın malzeme dayanımını artırdığı tespit edilmiştir (Inoue ve ark., 1988; Golumbfskieve ark., 2003). Al-Mn-Co alaşımlarının da çok iyi sünekliğe sahip oldukları bilinmektedir (Lu ve Dahle, 2005). Kang ve arkadaşları Al-50Si-10Mg, Al-50Si-10Cu ve Al-50Si-10Co alaşım sistemlerinde, sertlik ve aşınma direnci en yüksek olan alaşımın Co katkılı Al-50Si-10Co alaşımı olduğunu tespit etmişlerdir (Kang ve ark, .2007). Ayrıca, kobaltın hızlı katılaştırma ile birlikte büyük silisyum parçacıklarının boyutlarını küçültmek üzere Al-Si alaşımlarına eklendiği de bilinmektedir (Zhou ve ark., 1991). Kobaltın alüminyum alaşımlarında, mekanik özellikler açısından çok zararlı olarak görülen demir içerikli

AlFeSi 

 _{fazını, daha az zararlı}



AlFeSi_{fazına dönüştürdüğü de literatürden teyit} edilebilir (Mulazimoglu ve ark., 1996). Literatürde, demir içerikli fazların olumsuz etki-lerini nötürlemek üzere alüminyum alaşımlarına yapılan kobalt katkısının diğer nötürle-yici elementlere göre daha fazla olması gerektiği öne sürülmektedir. Örneğin; bu tür alaşımlarda nötürleyici element olarak Cr düşünüldüğünde, Fe/Cr oranı yakaşık olarak

(27)

3‘e eşit iken, Co söz konusu olduğunda Fe/Co oranı yaklaşık olarak 1‘dir. Yani ne kadar demir katılırsa o kadar da kobaltın katılması önerilmektedir (Seifeddine, 2007). Bununla birlikte literatürde Al-Si-Co alaşımları üzerine yapılmış çok az sayıda araştırmaya ula-şabilabilmektedir (Kang ve ark., 2007). Diğer taraftan, literatürde, kimyasal modifiye edicilerin yüksek katılaşma hızlarında daha etkin olduğu ifade edilmektedir (Hedge, ve Prabhu, 2008). Bu durumda, çok yüksek bir soğuma hızına sebebiyet veren eriyik eğir-me yöntemi kullanılarak, yukarıda (Seifeddine, 2007) bahsedilen orandan daha az mik-tarlarda kobalt kullanılarak, demir içerikli fazların zararlı etkilerinin azaltılmasında, literatürdekine (Seifeddine, 2007) eşdeğer, hatta daha da fazla bir gelişme elde edilebi-leceği düşünülmektedir.

Hızla gelişen teknoloji, yapısal malzemelerin geleneksel muadillerine göre çok daha üstün olmalarını gerekli kılmaktadır. Bu bağlamda, Hollanda, ABD ve Japonya gibi ülkelerde hızlı katılaştırma yöntemleri ile üretilen malzemeler hali hazırda ticari uygu-lamalarda kullanılmaktadırlar. Nitekim Honda, Daimler-Crysler (Yamagata, 2005), RSP Technology (www.rsp-technology.com) v.b firmalar toz metalurjisi ve hızlı katılaştırma yöntemlerini kullanarak, otomotiv motor parçalarının üretiminde kullanılan alaşımlar geliştirmişler ve halen de geliştirmeye devam etmektedirler. Ülkemizde ise mekanik alaşımlama ve hızlı katılaştırma v.b. nispeten yeni üretim yöntemleri kullanılarak, üstün fiziksel ve mekaniksel özelliklere sahip malzeme geliştirmeye yönelik çabalar bir kaç üniversite dışında yok denecek kadar azdır. Ticari anlamda ise hiç yoktur. Bu bakımdan bu çalışmanın, ülkemizde üstün fiziksel ve mekaniksel özelliklere sahip yapısal malze-melerin üretilmesine yönelik önemli bir bilgi birikimi sağlayacağı umulmaktadır.

Yukarıda anlatılanların ışığında kısaca bu çalışmada, yüksek miktarda silisyum içeren, son derece ince mikroyapılı, üstün fiziksel ve mekaniksel özelliklere sahip Al-Si-Fe alaşımlarının geliştirilmesi hedeflenmiştir. İnce ve homojen bir mikroyapı elde etmek amacıyla alaşımlar hem hızlı katılaştırma yöntemi kullanılarak üretilmiş hem de alaşım-lara kimyasal katkı yapılmıştır.

Tez kapsamında, Al-20Si-5Fe alaşımı baz alaşım olarak seçilmiş ve bu alaşıma ağ.% 1, 3 ve 5 oranlarda Co katkısı yapılmıştır. Söz konusu alaşımlar yukarıda bahsedilen

(28)

kom-posizyonlarda önce mastır alaşım olarak üretilmiş ve daha sonra bunların hızlı katılaştı-rılmış karşıtları eriyik eğirme yöntemi ile elde edilmiştir. Üretilen numunelerin mikro-yapı analizleri optik mikroskop (OM), taramalı elektron mikroskobu (SEM), geçirimli elektron mikroskobu (TEM) ve X-ışını kırınımı (XRD) teknikleri ile mekanik karakteri-zasyonları ise Vickers mikrosertlik testleri ile gerçekleştirilmiştir. Termal analizler ise diferansiyel taramalı kalorimetre (DSC) yardımı ile yapılmıştır.

.

Buraya kadar, tez kapsamında kullanılan malzeme üretim tekniğinin (eriyik eğirme) ve çalışılan Al-20Si-5Fe alaşımının “neden seçildikleri” sorusuna cevap olabilecek literatü-re dayalı bilgiler verilmiştir. Aşağıda ise, tez konusunun hala bilimsel merakın ilgi alanı içinde olduğunun göstergesi olarak son zamanlarda yapılmış benzer bazı çalışmaların özetleri ve alaşımların mikroyapısal özelliklerinin tespiti için yapılan tartışmalarda ge-rekli olabilecek teorik bilgiler verilmektedir.

(29)

2. GENEL BİLGİLER

2.1 Kaynak Özetleri

Uzun ve ark. (2011) tarafından yapılan çalışmada, Al-12Si ötektik alaşımları eriyik eğirme (melt spinning) yöntemi ile üretilmiş ve bu alaşımların mikroyapı ve mekanik özelliklerinin ağ.% 0.5 ve 1 oranında yapılan Sb katkıları ile değişimleri incelenmiştir. Taramalı elektron mikroskobu (SEM), X-ışınları (XRD) ve derinlik duyarlı çentme (depth sensing indentation (DSI)) analizleri sonucunda, ağ.%0.5Sb katkısının mikroya-pıyı modifiye ettiği gözlenirken, ağ. %1 Sb katkısının ise aşırı modifikasyon nedeni ile mikroyapının büyümesine neden olduğu rapor edilmiştir. Diğer taraftan, hızlı katılaştı-rılmış şeritlerin disk yüzeylerinde hava yüzeylerine göre daha yüksek soğuma hızları ceryan ettiğinden, disk yüzeylerindeki mikroyapıların hava yüzeylerinde gözlenen mik-royapılara göre daha ince taneli olduğu da belirtilmiştir. Bu çalışmada ayrıca, eriyik eğirme yöntemi ile üretilen Al-12Si alaşımlarına yapılan Sb katkılarının hem sertlik hemde elastiklik modülü değerlerinin azalmasına neden olduğu da ileri sürülmüştür.

Ceschini ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada geleneksel döküm Al-10Si-2Cu alaşımının çekme ve yorulma davranışları üzerine değişen miktarlarda yapılan Fe ve Mn katkılarının etkileri incelenmiştir. Bu çalışmada, alaşım içerisindeki artan Fe ve Mn miktarının çekme dayanımının artışına neden olduğu rapor edilirken, uzama (elonga-tion) miktrarının ise Fe-içerikli intermetalik bileşikler nedeniyle azaldığı bildirilmiştir.

Choi ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada, geleneksel döküm ötektiküstü Al-20Si alaşımlarında Al2O3 nanoparçacıklarının hem ötektik hem de ötektiküstü silisyum

fazla-rı üzerindeki modifiye edici etkileri incelenmiştir. Bu çalışmada -Al2O3

nanoparçacık-larının hem ötektik hem de silisyum fazlarını etkin bir şekilde modifiye ettikleri göz-lenmiştir. Yapılan modifikasyonlar sonucunda hem dayanım hem de süneklik özellikle-rinde önemli artışların meydana geldiği rapor edilmiştir.

(30)

Dinda ve ark. (2012) lazer eritme yöntemi tatbik edilen Al-11.28Si alaşımlarında mik-royapının gelişimi üzerine detaylı bir çalışma yapmışlardır. Bu çalışmada lazer yardımlı direk metal depozisyon (laser aided direct metal deposition (DMD)) yöntemi ile önce-den alaşımlanmış Al 4047 tozları kullanılarak ince katı çeper numuneler hazırlanmıştır. X-ışınları, optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskobu yardımı ile yapılan mikro-yapısal gözlemler sonucunda, mikroyapıların uzunluk ölçeklerinin ve morfolojilerinin numunenin farklı katmanlarında farklı oldukları tespit edilmiştir. Mikroyapıda gözlenen bu farklılıklar, deposizyon işlemleri sırasında numunelerin maruz kaldıkları termal geçmişleri ile ilişkilendirilmiştir.

Hao ve ark. (2012) tarafından 2012 yılında yayınlanan makalede, yüksek akımla fırla-tılmış elektron demeti işlemi (high current pulsed electron beam (HCPEB treatment)) tatbik edilmiş Al-12.6Si ötektik alaşımlarının mikroyapısal özellikleri incelenmiştir. Bu çalışmada, taramalı elektron mikroskobu (SEM) analizleri sonucunda, alaşımın erimiş katmanının üst yüzeyinde birkaç mikrometre boyutunda ince ve eş eksenli yapıların oluştuğu gözlenmiştir. Üst yüzeyin hemen alt kısmında ise, yaklaşık olarak 10 m ka-lınlığında tekrar erimiş aşırı doymuş bir Al katı çözelti bir tabakası elde edilmiştir. XRD analizleri sonucunda HCPEB tatbik edilmiş alaşımda Al (111) ve Si (111) piklerinin nispi şiddetlerinin arttığı belirlenmiş ve bunun bir sonucu olarak aşınma direncinde önemli miktarda bir artışın meydana geldiği rapor edilmiştir.

Kang ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada, yüksek enerjili bilyeli öğütme (high energy ball milling (HEBM)) tekniği ile üretilen Al-20Si ve saf Al tozlarının mikroyapı ve mekanik özelliklerinin öğütme zamanı ile değişimleri incelenmiştir. Numuneler üze-rinde SEM, XRD, enerji dağlım spektrometersi (EDS) ve Vickers mikrosertlik analizleri uygulanmıştır. SEM gözlemleri sonucunda, öğütme işleminin ilk safhalarında parçacık boyutunun arttığı ve daha sonra öğütme işleminin ilerleyen safhalarında parçacık boyu-tunun çarpıcı bir şekilde azaldığı tespit edilmiştir. XRD ve EDS analizlerine göre, silis-yum parçacıklarının aluminsilis-yum içerisinde çözünmediği ancak homojen ve çok ince taneli bir şekilde dağıldıkları rapor edilmiştir. Bu çalışmada, hem saf Al hem de Al-20Si tozlarının sertlik değerlerinin öğütme zamanı ile birlikte arttığı da belirlenmiştir.

(31)

Kilicaslan ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada, gaz atomizasyon yöntemi ile hızlı katılaştırılmış ötektiküstü Al-20Si alaşımlarının mikroyapı ve mekaniksel özellik-lerinin yapılan Sc katkısı ile değişimi incelenmiştir. Mikroyapısal ve spektreskopik analizler sonucunda Sc'nin mikroyapı içerisinde daha çok Al/Si arayüzeylerine yerleşe-rek hem ötektik hem de birincil silisyum fazlarının safsızlık kökenli ikizlenme (Impurity Induced Twinning (IIT)) mekanizması ile modifiye ettiği rapor edilmiştir. Sc etkisi ile meydana gelen mikroyapısal modifikasyonlar sonucunda çekme dayanımı, basma daya-nımı ve uzama özelliklerinde dikkate değer artışlar meydana geldiği tespit edilmiştir.

Nicoletto ve ark. (2012) geleneksel döküm Al-Si alaşımlarında, döküm işleminden kay-naklanan mikrobüzüşme (microshrinkage) kusurlarını bilgisayar destekli X-ışını tomog-rafisi ve metalogtomog-rafisi ile karakterize etmişlerdir. Döküm yolu ile elde edilen numuneler ile döküm otomotiv parçalarından geri dönüşüm yolu ile elde edilen numunelerin farklı ikincil dendrid kol boşluklarına (secondary dendrite spacing) and porozite miktarlarına sahip oldukları tespit edilmiştir. Ancak bu iki tür numenenin yorulma dayanımlarında önemli bir farklılık tespit edilmemiştir.

Park ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada gaz atomizasyon yöntemi ile hızlı katı-laştırılan ötektiküstü Al-20Si tozlarının manyetik vuruşlu sıkıştırma (magnetic pulsed compaction (MPC)) yöntemi ile başarılı bir şekilde %98 yoğunluklu külçeler (bulk) haline getirildiği rapor edilmektedir. Ayrıca bu çalışmada, Al-20Si tozlarına MPC yön-temi ile çoklu presleme uygulanmış ve çoklu preslemenin söz konusu malzemenin yo-ğunluğu üzerindeki etkileri de araştırılmıştır. Buna göre, presleme sayısı arttıkça yoğun-lukta belirli bir seviyeye kadar (doyum noktası) artış meydana geldiği tespit edilmiştir.

Sha ve ark. (2012) geleneksel döküm Al–20Si–2Cu–1Ni–0.6Mg alaşmlarına, ağ.% 0, 0.3, 0.5, 0.7, 0.9, 1.1 ve 1.5 şeklinde değişik miktarlarda Co katkıları yapmışlardır. Sha ve ark. (2012) bu çalışmada ağ. % 0.7 ye kadar yapılan kobalt katkılarının hem oda sı-caklığında hem de yüksek sıcaklıklarda (300o_{C) çekme dayanımını arttırdığını tespit}

etmişlerdir. Bu çalışmada söz konusu alaşım için maksimum çekme dayanımı oda sıcak-lığında 290 MPa ve 300o

C de ise 182 MPa olarak ölçülmüştür. Sha ve ark. (2012) aynı zamanda geleneksel döküm yöntemi ile üretilen ötektik üstü Al–20Si–2Cu–1Ni–0.6Mg

(32)

alaşımına yapılan Co katkılarının silisyum fazları üzerinde önemli bir etkisinin olmadı-ğını da rapor etmişlerdir.

Shin ve ark. (2012) tarafından yapılan çalışmada, geleneksel döküm Al-10.5Si-2Cu ala-şımının mikroyapı ve mekaniksel özelliklerinin yapılan Sr katkısı ile değişimi incelen-miştir. Çalışmada, mikroyapı içerisinde artan Sr miktarı ile birlikte ötektik silisyum faz-larının morfolojilerinin büyük iğnemsi bir karakterden, lamelli ve lif-benzeri yapılara dönüştüğü rapor edilmiştir. Ayrıca, artan Sr ile birlikte hem çekme dayanımında hem de uzama miktarında önemli derecede artışlar tespit edilmiştir. Mekanik özelliklerde mey-dana gelen bu iyileşmeler, ötektik silisyum fazlarının morfolojilerinde meymey-dana gelen değişiklikler ile açıklanmıştır.

Yang ve ark. (2012) Al–Si–Cu–Ni–Mg piston alaşımlarında nikelce zengin fazların ge-lişimini incelemişlerdir. Kalitatif gözlemler sonucunda, alaşımdaki bakır miktarının artmasına paralel olarak, Ni fazları Al3Ni (-phase) fazından sırasıyla Al3CuNi (

-phase) ve Al7Cu4Ni (-phase) fazlarına dönüştüğü gözlenmiştir. Bunun bir sonucu

ola-rak nikelce zengin fazların morfolojilerinin de kısa şerit-benzeri bir yapıdan ağ-benzeri, halka veya yarı halka–benzeri yapılara dönüştükleri tespit edilmiştir. Termo-Calc yazı-lımı yardımı ile yapılan analizler sonucunda ise alaşımdaki bakır miktarının artması ile birlikte oda sıcaklığındaki çekme dayanımının 263.8 den 229.6 MPa ya düştüğü ve daha sonra 278.9 MPa ya çıktığı belirlenmiştir. Öte yandan, yüksek sıcaklık çekme dayanı-mının bakır miktarının artmasıyla birlikte arttığı tespit edilmiştir.

2.2 Katılaştırma

2.2.1 Normal katılaştırma

Metalik parçaların pek çoğu son ürün veya yarı bitmiş ürün haline döküm işlemi sonu-cunda getirilirler. Bu bakımdan metal ve alaşımların katılaşması üretim süreçlerinin önemli bir aşamasıdır. Katılaşma saf metalin ve alaşımların katılaşması olmak üzere iki aşamada incelenir. Saf metaller sabit bir sıcaklıkta katılaşırken, alaşımlar ise belirli bir

(33)

sıcaklık aralığında katılaşırlar. Katılaşma sıcaklığının altında, katı fazın serbest enerjisi sıvı fazın serbest enerjisinden daha düşüktür. Alaşımlar kristal yapıya sahip iken en dü-şük serbest enerjili durumdadırlar. Katılaşma esnasında eriyikteki ısı dışarı salınarak, alaşım kristal hale, yani en düşük enerjili duruma geçmektedir. Katılaşma, çekirdeklen-me ve çekirdeklerin büyüçekirdeklen-mesi çekirdeklen-mekanizmaları ile olur (Karaaslan, 1998; Kınıkoğlu, 2006; Atalay 2008)

Alaşımın bileşimi, ısısal koşullar, eriyik içerisindeki bağımsız çekirdeklenmeler ve bü-yüme koşulları gibi etkenler katılaşma şeklini ve katılaşma sonucu oluşan yapıyı belir-lerler. Bunlardan alaşım bileşimi, kristalleşme şeklini etkileyerek, tek fazlı, ötektik tane-li veya her ikisinin bir arada bulunduğu bir yapının oluşup oluşmayacağını betane-lirler. Ala-şımın bileşeni aynı zamanda, difüzyon katsayısı üzerinde de belirleyici etkiye sahiptir. Isısal koşullar ise başlangıçtaki sıcaklık koşulları, soğuma hızı, eriyiğin içerisindeki sıcaklık dağılımı ve metalin ısıl özellikleri şeklinde ifade edilebilir. Çekirdeklenme ve mümkün büyüme şartları, eriyik içindeki safsızlık elementleri veya yabancı parçacıkla-rın kasıtlı (örneğin modifiye edici ajan) veya kasıtsız olarak bulunmalaparçacıkla-rından ciddi şe-kilde etkilenir (Atalay 2008)).

2.2.2 Çekirdeklenme

Genel olarak metallerin katılaşması, i) eriyik içerisinde çekirdeklerin oluşması ve ii) oluşan çekirdeklerin kristaller haline büyüyerek tane yapısının oluşması şeklinde teza-hür eder. Çekirdeklenme olayı Homojen ve Heterojen olmak üzere iki tiptir (Karaarslan, 1998; Kınıkoğlu, 2006).

2.2.3 Homojen çekirdeklenme

Homojen çekirdeklenme, çekirdeklenmenin en basit durumu olup, eriyiğin kendi atom-larının çekirdek oluşturduğu durumlarda meydana gelir. Çekirdeklenme için hiçbir ya-bancı maddenin yardımına ihtiyaç yoktur. Saf sıvı metal denge katılaşma sıcaklığının

(34)

yeteri kadar altına soğutulduğunda, yavaşlayan atomların bir birine bağlanması ile ho-mojen çekirdekler oluşur. Daha teknik bir tabirle, çekirdek oluşumu için gerekli Gibbs serbest enerjisi, bütün örgü noktalarında aynı büyüklükte ise, örgüdeki bu noktalarda çekirdeklenme yapısı aynı olur yani homojen çekirdeklenme meydana gelir. Saf malze-melerde çok küçük taneciklerin toplam Gibs serbest enerjisine (∆G), yüzey enerjisi kat-kısının çok büyük olması sebebiyle bu şekildeki bir çekirdeklenme büyük bir sürücü kuvvet gerektirir. Bu sebeple, homojen çekirdeklenme için bazen birkaç yüz derece san-tigrada kadar varan büyük bir aşırı soğuma gerekir. Bir çekirdeğin kristal olarak büyü-yebilecek kararlılıkta olabilmesi için kritik boyuta ulaşmış olması gerekir. Kritik boyu-tun altındaki bir atom öbeğine çekirdekcik denilir. Çekirdekçikler kararsız oldukları için atomların eriyik içerisindeki hareketleri sırasında sürekli olarak oluşur ve kaybolurlar (Karaarslan, 1998; Kınıkoğlu, 2006).

Saf bir metalin katılaşması sırasında iki tür enerji dikkate alınmalıdır. Bunlar, i) sıvının katıya dönüşmesi sırasında açığa çıkan hacim serbest enerjisi ve ii) katılaşan parçacığın sıvı ile bir arayüzey oluşturabilmesi için ihtiyaç duyulan yüzey enerjisidir (Kınıkoğlu, 2006).

Sıvı içerisinde bir çekirdeğin oluşması (katının oluşması) demek, sıvıdan dışarıya enerji vermek demek olup bu enerji negatif işaretlidir. Saf bir metal katılaşma denge sıcaklığı-nın altına soğutulduğunda, sıvıdan katıya dönüşüm için dışarı salınması gereken enerji ( ), sıvı fazın hacim serbest enerjisi ile katı fazın hacim serbest enerjisi arasındaki fark kadardır. ( ) birim metal hacminin sıvı ve katı durumları arasındaki enerji farkı olduğundan, r yarıçapındaki küresel bir çekirdek için serbest enerji değişimi de

h olur. Şekil. 2.1 de çekirdekciğin ve çekirdeğin yarıçaplarına bağlı olarak

ha-cim serbest enerjisindeki değişme (grafikteki en altta bulunan eğri) gösterilmektedir (Kınıkoğlu, 2006).

Öte yandan, sıvı içerisinde bir çekirdeğin (yani katının) oluşması için, sıvı ile katı faz arasında bir yüzeyin oluşması gereklidir. Ara yüzey oluşturmak için dışarıdan bir ener-jiye ihtiyaç olduğundan bu enerji pozitif işaretlidir. Bu enerji küresel katı parçacıklara

(35)

bir yüzey oluşturmak için gerekli olan yüzey enerjisidir. , küresel parçacığın özgül yüzey serbest enerjisi ile kürenin yüzeyinin çarpımına ( ) eşittir. Katı parçacıkların oluşumunu engellemeye çalışan bu enerji Şekil 2.1 de en üstte bulu-nan eğri ile temsil edilmektedir. Çekirdeklerin yarıçapları belirli bir değerden küçük ise, bunları yeniden erimeleri sistemin enerjsini azaltır. Yarıçaplar belirli bir değerden bü-yük olduklarında ise, çekirdeğin büyümesi sistemin enerjisini azaltacağından büyüme kararlı hale gelir ve katılaşma oluşur. Bu durum Şekil 2.1 de ortadaki eğri ile temsil edilmektedir (Kınıkoğlu, 2006).

Şekil 2.1. Çekirdeklenmeye karşı serbest enerji engelinin şematik gösterimi (Kınıkoğlu, 2006; Atalay 2008)

Katılaşma esnasında sistemde meydana gelen toplam serbest enerji değişimi G_T olsun. Bu durumda    3 2 4 3 4 r G r GT   h  (1.1)

(36)

Kritk yarıçap Eşitlik 1.1 in ye göre türevi alınarak elde edilir. Bu durumda h h h T G r r G r r G r dr d r G d                   2 0 8 3 12 ) 4 3 4 ( ) ( * * 2 2 3 olur. 2.2.4 Heterojen çekirdeklenme

Bir eriyiğin içinde bulunduğu kabın duvarlarının iç yüzeylerinde veya kendi içerisindeki safsızlıkların üzerinde veya çekirdeğin oluşması için gerekli herhangi bir yabancı mad-denin yüzeyinde çekirdeklenerek katılaşması sırasında meydana gelen çekirdeklenme heterojen çekirdeklenmedir. Homojen çekirdeklenme ve heterojen çekirdeklenmenin her ikisinde de, çekirdeklenme kritik yarıçapı aynı değere sahiptir. Fakat heterojen çekir-deklenme için gereken aşırı soğuma daha azdır. Yani, heterojen çekirçekir-deklenme için ge-reken sürücü kuvvet ve enerji engeli daha düşüktür. Heterojen çekirdeklenmenin mey-dana gelmesi için çekirdekleyici maddenin (safsızlıklar veya kap) sıvı metalle ıslanması gerekir.

2.3 Hızlı Katılaştırma Metodları

2.3.1 Gaz atomizasyon yöntemi

Adından da anlaşılabileceği üzere bu yöntemde metal eriyiği hava, azot, helyum veya argon gibi çeşitli gazlar yardımı ile çok küçük boyutlu damlacıklar şeklinde püskürtü-lürek toz hale getirilir. Bu metot tozların hızlı katılaştırılmasında kullanılan en eski

(37)

yön-temdir. Soğuma hızı, damlacığın boyutu ve kullanılan gazın çeşidinden direkt olarak etkilenir. Örneğin, atomizasyon sürecinde helyumun ve argonun etkileri kıyaslandığın-da, ikiside aynı boyutlarda tozların üretilmesine sebep olsalar kıyaslandığın-da, helyum argona naza-ran daha ince mikroyapılı tozların elde edilmesine yol açmaktadır. Bu durumun, helyu-mun argondan daha yüksek soğuma hızlarına neden olmasının bir sonucu olduğu düşü-nülmektedir. Gaz atomizasyon işlemlerinde eriyik besleme mekanizması, eritme haznesi ve damlacıkların biriktirildiği hazne tiplerine göre farklı tasarımlar söz konusu olsa da, temel amaç metal eriyiğine fazladan enerji vererek onun damlacıklara dönüşmesini sağ-lamaktır (German, 1997 S: 100-104; Hong, 2001).

Şekil 2.2 de, dikey tasarımlı bir gaz atomizasyon sistemi şematik olarak gösterilmekte-dir. Şekil dikkate alınarak atomizasyon işleminin nasıl cerayan ettiği şu şekilde anlatıla-bilir; ilk olarak nozulden püskürtülen yüksek hızlı gaz, metal eriyiği gazın genleştiği bölgeye çeken bir sifon gibi işlev görür. Bu esnada, metal eriyiği yüksek hızlı gazın yardımı ile püskürtülmüş (tıpkı bir parfum şisesindeki gibi) çok küçük boyutlu metal damlacıklarına dönüşür yani atomize olur. Nozulden damlacıklar halinde püskürtülen metal, toplama haznesine (collection chamber) kadar olan yolculuğu boyunca ısı kaybe-derek katılaşır. Şekilde görülen sistemde, metal eriyiği indiksiyon eriticisi ile hazırlanır ve nozule iletililir. Bu sırada eriyik aşırı ısıtılmış (superheated) olmalıdır. Yani sıcaklığı erime sıcaklığından yüksek olmalıdır. Gaz atomisazyon işlemi tamamen inert ortamda da gerçekleştirilebilir.