KAYNAK UYGULANMIŞ UÇAK MOTORU PARÇALARININ DARBE DAYANIMININ İNCELENMESİ

KAYNAK UYGULANMIŞ UÇAK MOTORU PARÇALARININ DARBE DAYANIMININ İNCELENMESİ Yağız Uzunonat 1 Özet Çalışmada, TIG kaynağı uygulanmış ve uygulanmamış Inconel 718 cıvatalar 20 o C, 500 o C ve 700 o C lik sıcaklıklara ısıtılmış ve ardından numuneler bu sıcaklıklar için çentik-darbe testine tabi tutulmuşlardır. Test sonuçların incelenmesinde parçaların darbe dayanım değerlerinin yanı sıra mikroyapının incelenmesi için optik mikroskop, SEM ve birlikte kullanılan EDX ünitesinden yararlanılmıştır. Çalışmanın sonucunda; kaynaklı numunelerin özellikle kaynak bölgesi sertliğinin bariz oranda düştüğü ve kaynaksızlardan daha sünek bir şekilde kırıldığı görülmüştür. Kaynak işlemi sebebiyle dendrit sınırlarında biriken γ -Ni 3 Nb fazı taneler arası kırılmayı hızlandırmıştır. Kaynaksız numunelerin darbe dayanımlarının düşük çıkmasının sebebi ise, kaynaklı parçalarda mikroyapıda meydana gelen kısmi yumuşamanın sünekliği arttırarak darbeli yükler altındaki dayanımlarını yükseltmesi olarak belirlenmiştir. Anahtar Kelimeler: Nikel esaslı süperalaşım, TIG kaynağı, kaynak mikroyapısı, darbe dayanımı, yüksek sıcaklık. EXAMINATION OF IMPACT RESISTANCE OF WELDED AIRCRAFT ENGINE COMPONENTS Abstract In this work, TIG welded and as received patterns were heated to three different temperatures as room temperature, 500 o C, 700 o C and then subjected to notch impact testing. Optical microscopy, SEM and EDX analyses have also been performed for microstructural inspection. At the end of studies; the HAZ microhardness of welded specimens obviously decreased and displayed more ductile fracture mode than unwelded specimens. Interdentritic precipitate γ -Ni 3 Nb phase accelerates intergranular fracture propagation. Reduction in the fracture rates of unwelded patterns can be explained by increased impact load resistance of welded specimens with higher ductility due to partial softening of structure. Keywords: Ni-based superalloy, TIG welding, welding microstructure, impact resistance, high temperature service. 1 Yrd. Doç. Dr., Anadolu Üniversitesi Ulaştırma MYO, yuzunonat@anadolu.edu.tr

Giriş Günümüz uçak motorlarında yapısal malzeme olarak kullanılan alaşımların oluşumuna etki etmiş pek çok faktör vardır. Gelişime etki eden bazı önemli durum ve buluşları şu şekilde özetleyebiliriz; Fazladan yapılan alaşımlandırma ilaveleri metaller arası bileşiklerin servis sırasında genellikle tane sınırlarında iğne biçimli hale gelmesi sebebiyle kırılganlaşır. Alaşım geliştirme çalışmalarındaki en büyük kısıtlardan biri bu durumdur. Alaşımlar bazı özel ortamlardaki performansı optimize etmek için uygun hale getirilebilir. Fakat bu işlem diğer mekanik ve fiziksel özelliklerin düşmesine neden olur. Alaşımlar uygulamalar için en çok arzu edilen bileşime sahip olsalar bile, şekillendirme kısıtlarından dolayı karmaşık şekilli parçaların üretimine uygun olmayabilirler. Mukavemetlendirme elementleri ilave edildikçe ortaya çıkan alaşımın sünekliği azalır. Türbin kanat alaşımlarında bu durum en iyi 650 o C ve 760 o C arasında ve türbin pale bağlantı elemanlarında gözlemlenir. Sünekliğin azalması aynı zamanda türbin kanatçıklarının döküm katılaşması ve/veya ısıl işlem sırasında şekil değiştirme miktarı azalmış bir şekilde çatlamasına neden olur (Schafrik ve Sprague, 2008). Nikel esaslı alaşımlara küçük oranlarda yapılan titanyum ve alüminyum ilaveleri büyük bir gelişmeye olanak vermiş ve (γ ) gama üssü olarak bilinen metaller arası faz oluşmuştur. γ -[Ni 3 (Al, Ti)] oldukça iyi verimliliği olan ve yüksek sıcaklıklarda dayanımını mükemmel bir şekilde koruyabilen bir fazdır. Fazın geliştirilmesinden sonra nikel esaslı süperalaşımlar, türbin diskleri ve paleleri gibi rotatif yapısal elemanlar veya basınç odaları ve şasiler gibi statik yapısal elemanların üretimi için hedef seçilmişlerdir. Şekil 1: a. γ [Ni 3 (Al, Ti)] kristal yapısı, b. γ [Ni 3 Nb] kristal yapısı (Pineau ve Antolovich, 2009). Inconel 718 in sertleşme mekanizmasının temeli, yaşlandırma sırasında γ ve γ metaller arası fazlarının çökelmesine dayanmaktadır. γ -[Ni 3 (Al, Ti)] ısıl işlem sırasında ilk çökelen, YMK kafes yapısına sahip ve yaklaşık %4 hacimsel orana sahip bir fazdır. Bu faz nikel ve nikel-demir esaslı alaşımların çoğunda güçlendirme yapısı olarak yer alır. Ancak diğer pek çok nikel esaslı süperalaşımın aksine Inconel 718 esas olarak hacim merkezli tetragonal (HMT) yapıya sahip γ [Ni 3 Nb] tarafından sertleştirilir. Bu faz YMK matrisin içerisinde elipsoidal ve disk şeklinde çökelir. Fazın hacimsel oranı yaklaşık %15-20 dir. Şekil 1 de bu iki fazın kristal yapıları verilmektedir. Söz konusu alaşımın yüksek sıcaklık yapısal malzeme olarak başarılı olmasının nedeni, YMK östenitik γ matristen gelen iyi bir süneklik ve γ fazının çökelmesi nedeniyle oluşan iyi dayanımı bir arada bulundurmasıdır (Kalluri, vd., 1994; Gornostyrev, vd., 2007; Swindeman, 2008). 41

γ - Ni 3 Nb yapı dayanımı arttırmasına karşın γ matris ile kafes yapısı yönünden γ - [Ni 3 (Al, Ti)] yapıya nazaran daha az uyumludur. Bu durum çökelmenin durağan olmasını engeller, yüksek sıcaklığa uzun süre maruz kalınan durumlarda tane büyümesine neden olur. Hızlı tane büyümesi ve sonucunda meydana gelen γ δ dönüşümü 650 o C nin üzerindeki kullanımlarda malzeme özelliklerinin düşmesine neden olur. δ delta fazı γ fazı ile aynı kimyasal bileşime sahip olup sadece kristal yapısının ortorombik olması yönünden farklılık gösterir. Faz, kaynak işleminin ardından yapının soğuması sırasında dendritler arası bölgede çökelmeye başlayan γ fazından başkalaşarak meydana gelir ve iğne biçimli ya da ince tabakalı yapısı nedeniyle matris yapıda çentik etkisi yaratarak özelliklerin ani düşmesine büyük oranda etkide bulunur (Mills ve James, 1981). γ - Ni 3 Nb fazının görece daha yavaş çökelen mekanizması Inconel 718 i diğer alaşımlara göre çatlama problemlerinden uzak ve kolay kaynaklanabilir kılar. Bu yavaş çökelme artık gerilmelerin giderilmesine fırsat sağlayacak oranda olduğundan kaynak sonrası ısıl işlem sırasında da çatlamalar önlenebilir (Duvall, 1969 ;Gordine, 1970; Lucas, vd., 1970). Inconel 718 kaynak işlemi sırasında γ ve γ faz çökeltilerinin çözünmesi kaynağı yumuşatır. Kaynak sonrası ısıl işlem uygulanmasıyla sertlik bir şekilde geri kazanılabilir ancak sürünme ve yorulma özellikleri kaynak ergime bölgesindeki tanelerin kolon şeklindeki dendritik yapısı nedeniyle geri kazanılamaz. Inconel 718 kaynak edilebilirliği en iyi yüksek dayanımlı alaşımlardan biri olmasına rağmen ergime bölgesindeki katılaşma çatlağı ve ITAB (ısı tesiri altındaki bölge) daki mikro çatlamalar halen en büyük kısıtlardır (Dye, vd., 2001; Kou, 2003). Malzemenin kaynaklanmasından sonra yapıda dengesiz katılaşma ve sıcağa uzun süre maruz kalma nedeniyle karbür esaslı fazlar oluşur. Bu fazlar metalin sıcak çatlamasına neden olduğu gibi mekanik ve korozyon özelliklerini de aşağı çeker (Ogborn, vd., 1995). Karbür fazları ise (M x C y ) dendritler arası bölgede niyobyum ayrışması sonucu oluşur ve tüm Inconel 718 alaşımlarında kaçınılmaz katılaşma fazlarıdır. Karbür fazları yapısal bütünlüğü bozar ve parça servis ömrünü doldurmadan önce kırılmalara neden olur (Radhakrishna ve Rao, 1994; Ram, vd., 2005). Yöntem Ham haldeki Inconel 718 in mikroyapısı ve mekanik özellikleri ile ilgili pek çok yayın bulunmaktayken kaynak işleminin bu özellikleri nasıl etkilediği ve kaynaklı Inconel 718 in darbe dayanım özellikleri ile ilgili çok az araştırma yapılmıştır. Gerçekleştirilmiş olan bu deneysel çalışma ile darbeli yükler altında çalışan gaz türbini bağlantı elemanlarına sıklıkla uygulanan TIG kaynağının alaşım özelliklerine nasıl etki ettiği belirlenmek istenmiş ve kaynak işlemi sonrası olası iyileştirmeler hakkında bilgi verilmiştir. Deneysel çalışmanın esasını; TIG kaynağı uygulanmış Inconel 718 numunelerin elde edilmesi, Kaynaklı numunelere EDM çentiğinin açılması, Gerekli numunelerin laboratuvar fırınında arzu edilen test sıcaklıklarına ulaşacakları şekilde ısıtılmaları, Tüm bu numunelere belirlenmiş test ve ölçüm metotlarının uygulanması ve sonuçların değerlendirilmesi oluşturmaktadır. 42

Çalışmadaki tüm testlerde numune olarak 43 mm uzunluğunda ve 5 mm çapında Inconel 718 süperalaşımından üretilmiş yüksek basınç türbin bağlantı cıvatası kullanılmıştır. Kullanılan numunenin teknik resmi Şekil 2. de verilmektedir. Kullanılan numunenin gerçek bir uçak motor parçası olması çalışma ortamının daha iyi simule edilerek ideal değil gerçek sonuçlara daha yakın değerler elde edilebilmesi bakımından önem taşımaktadır. Ham haldeki Inconel 718 in mikroyapısı ve mekanik özellikleri ile ilgili pek çok yayın bulunmaktayken kaynak işleminin bu özellikleri nasıl etkilediği ve kaynaklı Numunelerin kaynaklanması işleminde Hobart marka otomatik TIG kaynak cihazı kullanılmıştır. İşlem sırasında cihaz 18,4 amper akım, 0,18 mm/s (0,69 devir/dakika) ilerleme hızı ile çalışmaktadır. Cihaz voltajı 8,8-9,6 V arası olup değerine kaynak işlemi boyunca cihaz tarafından karar verilmektedir. Argon gazı akış debisi ise 19 lt/dk olarak belirlenmiştir. Numuneler üzerine açılan çentikler ise darbe deneyinde oluşacak kırılma hattına paralel olacak şekilde 1 mm derinlikte 0,30 mm standart bakır elektrot kullanılarak EDM cihazında açılmıştır. Şekil 2: Inconel 718 HPT bağlantı cıvatası Deney parçalarının ısıtılmasında Heraus MR-170 mini tip laboratuvar fırını kullanılmıştır. Deneysel çalışmalar sırasında, öncelikle bir numunenin fırından alınarak darbe cihazının çeneleri arasında bağlanması ve cihazın çalıştırılması için gereken süre kronometre ile 20 saniye olarak ölçülmüştür. Bu işlemin ardından, fırından çıkarılan parçaların bu süre içerisinde ne kadar sıcaklık düşüşü gerçekleştirdiği termokapl ile ölçülmüş sonuç olarak fırın sıcaklıkları 790 o C ve 550 o C olarak tayin edilmiştir. Numuneler darbe cihazına bağlanmadan önce bu sıcaklıklarda 45 dakika ısıtılmıştır. Isıtma süresi olarak 45 dakika gibi görece uzun bir aralık seçilmesinin nedeni ise parçaların darbe testi öncesi kesitin ön görülen aynı sıcaklığa gelmesinin sağlanmak istenmesidir. Yapılan çalışmada amaç, alaşım bünyesinde muhtemelen bulunacak bir gerilim birikiminin darbe esnasında çentik tabanında suni olarak teşkil ettirilip, malzemenin bu durumda dinamik zorlamalara karşı göstereceği direnci tayin etmektir. Ön hazırlıkları tamamlanan 9 adet kaynaklı ve 9 adet kaynaksız toplam 18 adet Inconel 718 cıvata Losenhausenwerk marka çentik darbe cihazı kullanılarak 20 o C, 500 o C ve 700 o C de kırılmıştır. 43

Deney Sonuçları ve Bulgular Darbe testinde 700 o C nin üst sıcaklık olarak seçilmesinin nedeni 650 o C nin üzerindeki kullanımlarda malzeme özelliklerinde ani düşüşler gözlenmesi ve söz konusu değişimleri daha net tespit edebilmek için 700 o C lik üst sınır sıcaklığı uygun görülmesidir. Deneydeki ikinci kırılma sıcaklığı olan 500 o C ise Inconel 718 bağlantı cıvatalarının uçak motorlarında yaygın olarak kullanıldığı standart çalışma sıcaklık aralığı olan 400-600 o C nin ortalaması olarak alınmıştır. Sonuçların grafik üzerine aktarılmasında kolaylık sağlanması ve kırılma değerlerinin birbirleri ile karşılaştırılıp değerlendirilmesinde daha doğru sonuçlar elde edilebilmesi açısından elde edilen değerler kaynaklı ve kaynak olarak iki gruba ayrılmış, her iki grubun üç farklı sıcaklık için kırılma değerlerinin ortalamaları alınmıştır. Tablo 1: İşlem türüne göre üç farklı sıcaklık için kırılma değerleri İşlem Kırılma Değeri (kg.m/cm 2 ) 20 o C 500 o C 700 o C Kaynaklı 1 13.5 11.1 8.2 Kaynaklı 2 12.7 10.29 7.8 Kaynaklı 3 13 10.5 7.5 Kaynaksız 1 4.9 4.25 3.1 Kaynaksız 2 4.85 4.1 3.25 Kaynaksız 3 4.7 3.95 3.1 Kaynaklı Ort. 13.07 10.40 7.83 Kaynaksız Ort. 4.87 4.75 4.08 Tablo 2. de ise çentik darbe testine tabi tutulan numunelerin numaralarına göre kırılma sıcaklıkları ve değerleri verilmiştir. Grafikteki W (welded) işaretli numuneler kaynaklı, NW (non-welded) işaretli numuneler ise kaynaksız olduklarını belirtmektedir. EDM çentik derinliği 1 mm dir. Tablo 2: Numaralandırılmış numunelerin kırılma değerleri Numune No. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 İşlem W W W W W W W W W Sıcaklık ( o C) 20 500 700 20 500 700 20 500 700 Darbe Dayanımı (kg.m/cm 2 ) 13.5 11.1 8.2 12.7 10.29 7.8 13 10.5 7.5 Numune No. 10 11 12 13 14 15 16 17 18 İşlem NW NW NW NW NW NW NW NW NW Sıcaklık ( o C) 20 500 700 20 500 700 20 500 700 Darbe Dayanımı (kg.m/cm 2 ) 4.9 4.79 4.1 4.85 4.72 4.25 4.87 3.75 3.9 44

Tablo 1. e bakıldığında kaynaklı numunelerin darbe dayanımlarının kaynaksızlara göre bariz oranda büyük olduğu görülmektedir. Daha önce yapılmış olan çalışmalarda da incelendiği üzere kaynak işlemi sonrası mikroyapıda meydana gelen sertlik düşüşü numunenin sünek davranış göstermesine yol açmaktadır. Bu durum sertlik değerlerinin çekme yükleriyle doğru, darbeli yüklerle ise ters oranda değişebildiğini göstermektedir. Çentik darbe deneyinin uygulanma şeklinden dolayı tüm yük zamana yayılı olarak değil anlık olarak numune tarafından karşılandığından, parçada meydana gelen bu süneklik darbe emilimini arttırmış ve kırılma değerlerinin yüksek olmasına sebep olmuştur (Choi, 1972). Şekil 3. den yola çıkılarak numunelerin darbe dayanım değerleri 20-500 o C ve 500-700 o C arası olarak iki farklı durum için değerlendirilebilir; Şekil 3: Kaynaklı ve kaynaksız numunelerin ortalama çentik darbe mukavemetleri İlk durumda, kaynak işlemi sebebiyle malzemedeki asıl mukavemeti sağlayan γ fazının aşırı ısınması 20 o C den 500 o C e geçişte kaynaklı numunelerin kaynaksızlara oranla darbe dayanımını daha fazla kaybetmesine neden olmuştur. Kaynaklı numunelerde sıcaklıkla birlikte darbe dayanımındaki düşüşün nedeninin dendritler arası bölgelerde çökelen γ ve NbC fazlarının irileşmesi olduğu değerlendirilmektedir. Kaynaksız numunelerde 20 o C den 500 o C e geçişte mikroyapıda mekanik özellikleri etkileyecek herhangi bir değişim meydana gelmediğinden kırılma değerleri birbirleri ile neredeyse aynı orandadır. Literatürdeki çalışmalar da göstermektedir ki diğer nikel esaslı süperalaşımlardan ayrı olarak Inconel 718 deki γ fazının varlığı malzemenin tüm mekanik davranışlarına etki eden ana unsurdur. (Radhakrishna ve Rao, 1994). İkinci durumda ise; yaklaşık 600-650 o C den sonra gerçekleşmeye başlayan gamma iki üssü fazının delta fazına dönüşümü numunelerdeki darbe dayanımı kaybı sürecinin hızlanmasına neden olmaktadır. δ fazı γ - Ni 3 Nb ile aynı bileşime sahip olmasına rağmen 45

kristal yapısının farklı olması nedeniyle aynı yüksek dayanım özelliklerine sahip değildir ve gevrek bir yapıya sahiptir. Bununla birlikte, kaynaklı numunelerde hem faz dönüşümü hem de bu fazların dendritler arası bölgelerde çökelerek irileşmesi şeklinde iki farklı unsur kırılma mekanizmasına dahil olduğundan 500 o C den 700 o C e olan geçişte darbe dayanımındaki düşüş daha yüksek oranda olmuştur. Numunelerin 650 o C nin üzerindeki sıcaklıklara maruz kalma süresi arttıkça yapıda daha δ fazı oluşacağı ve darbe dayanımının giderek düşeceği bilgisi de literatür araştırmalarından elde edilmiştir. Bilindiği üzere alaşım mikroyapısındaki γ parçacıkları sıklıkla disk şeklinde, γ fazı ise küresel ya da kübik biçimli olarak gözlemlenmektedir. Faz dönüşümünün gerçekleşmesinin ardından yapıda gözlemlenen δ parçacıkları genellikle dairesel şekilde tabakalı yapıda olduğundan ikincil bir çentik etkisi yaratmakta ve mekanik özelliklerdeki düşüşü hızlandırmaktadır (Kalluri, vd., 1994; Cai, vd., 2001). Mikroyapı İncelemesi Numuneler üzerinde yapılan incelemelerde kaynaklı numunelerin kaynak hattına paralel ve ergime bölgesinde meydana gelen dendrit sınırlarını da içine alan bir hat boyunca kırıldığı tespit edilmiştir. Şekil 4. 20 o C lik test sıcaklığı için kaynaklı numunedeki kırılma hattını göstermektedir. Şekillerdeki W (welded) işaretli numuneler kaynaklı, NW (nonwelded) işaretli numuneler ise kaynaksız olduklarını belirtmektedir. Şekil 4: #W4 numune (20 o C kaynaklı) için optik mikroskop görüntüsü Kırılma hattının dendrit sınırlarından ilerlemesinin temel nedeni, önceki bölümlerde de irdelendiği üzere asıl dayanım mekanizması olan γ - Ni 3 Nb parçacıklarının kaynak işlemi sonrası soğuma sırasında esas metalin sahip olduğu matris yapıdan çekilerek dentrit sınırlarına yerleşmesi olarak değerlendirilmelidir. γ matristen γ parçacıklarının çekilmesi esas yapının yumuşamasına ve sünekliğinin artmasına neden olur. Numunelerde kaynak bölgesinde sünekliğin artışı Şekil 3. de gösterildiği üzere darbeli yükler altındaki kırılma dayanımının artması durumunu da desteklemektedir. 46

Optik görüntülerin incelenmesine devam edildiğinde, matris yapıdan farklı olarak optik mikroskopta sarı ve mor renkte görülen yeni fazların oluştuğu ve γ fazına benzer şekilde dendrit sınırlarında birikmeye başladığı gözlemlenebilir. Bu fazlar ilk bölümde belirtildiği üzere karbür fazlarıdır ve literatürde M x C y şeklinde ifade edilirler. Şekil 5. de karbür fazlarının ayrıntılı yapısı verilmektedir. Kaynak sonrası dendrit sınırlarında da çökelen bu fazlar gevrektir darbe testinin uygulandığı sıcaklıklar altında irileşerek dendrit sınırlarındaki sünekliği azaltmakta ve kırılmanın bu bölgeler üzerinden devam etmesine yardımcı olmaktadır. Şekil 5: #W2 numune (500 o C kaynaklı) karbür fazlarının ayrıntılı yapısı Şekil 6: #W8 numune (500 o C kaynaklı) için EDX analizi sonuçları Inconel 718 yapısında bulunan elementlerden Mo, Ti ve Nb kuvvetli karbür yapıcı özellik gösterirler (Gordine, 1970; Easterling, 1992). EDX analizinde mor renkli fazın 47

molibden ve sarı renkli fazın ise titanyum elementlerince zengin olduğu Şekil 6. ve Şekil 8. den görülebilir. Literatür üzerinden yapılan inceleme sonucunda bu fazların süperalaşımlarda yaygın olarak bulunan Mo 6 C ve TiC karbürleri olduğu değerlendirilmiştir (Metals Handbook, 1983). Şekil 7. de kırılma sıcaklığının artmasıyla birlikte dendrit sınırlarının belirginleşerek kalınlaştığı görülmektedir. Yapılan EDX analizlerinde kalınlaşmış bölgelerin yüksek miktarda Nb elementi içerdiği ve artan fırınlama sıcaklığıyla birlikte Nb içeriğinin daha zengin hale geldiği tespit edilmiştir. Şekil 7: #W6 numune (700 o C kaynaklı) için optik mikroskop görüntüsü Şekil 8: #W6 numune (700 o C kaynaklı) için EDX analizi sonuçları Yüksek sıcaklık sebebiyle kaynak banyosunun hızlı katılaşması sırasında dendrit sınırlarına süpürülerek bu bölgede katılaşıp alaşımda segregasyona neden olan Nb elementince zengin fazların, testlerin gerçekleştiği sıcaklık aralığında irileşmeye devam 48

etmektedir. Deney sonucunda oluşan dendritler arası kırılma hattının da bu Nb bakımından zengin bölgeler üzerinden ilerlediği görülmektedir. Sıcaklık artışının kaynak mikroyapısını nasıl etkilediğini daha iyi anlayabilmek için her üç deney sıcaklığındaki dendritik yapıları incelemek gereklidir. Sıcaklığın yükselmesiyle birlikte fazların daha belirgin hale geldiği ve kırılma hattının ilerlemesine katkı sağladığı belirtilmelidir. Şekil 9. daki SEM görüntüleri sırasıyla #W1, #W5 ve #W9 kodlu numunelere aittir. Şekil 9: Nb parçacıklarının çökelmesinin sıcaklığa bağlı değişimi Kırılma hattının tamamının görüntülendiği SEM görüntülerde kaynaksız numunelerdeki kırılma hattının kaynaklılara oranla daha düz bir biçimde ilerlediği Şekil 10. ve Şekil 11. den gözlemlenebilir. Şekil 10: #NW18 numuneye (700 o C kaynaksız) ait kırılma hattını gösteren SEM görüntüsü Kaynak işleminin yapıyı yumuşatması sebebiyle malzemede meydana gelen bölgesel süneklik kırılmanın çizgisel olmayan bir şekilde gerçekleşmesine neden olmaktadır. Aynı zamanda sıcaklığın artması da bu sünekliği artıran başka bir etken olarak kabul edilebilir. 49

Şekil 11. de parçanın kırılma hattının üzerinde görülen daha açık renkli yuvarlak bölge gümüş nitrat kalıntısıdır. Şekil 11: #W3 numuneye (700 o C kaynaklı) ait kırılma hattını gösteren SEM görüntüsü Şekil 12: #W8 numuneye (500oC kaynaklı) ait SEM görüntüsü Torçun kaynak işlemi sırasında dairesel bir yol izlemesi sebebiyle ergime ve ısı tesiri altındaki bölgenin büyüklüğü başlangıç ve bitiş aşamalarında farklılık oluşturmaktadır. Kaynağın uygulanması devam ettikçe torçtan parçaya olan ısı akısı malzemenin sıcaklığının yükselmesine neden olmakta ve dolayısıyla işlemin tamamlandığı bölgelerdeki kaynak nüfuziyeti de artmaktadır. Kaynaklama çentik üzerinden başlatıldığından, B bölgesindeki 50

mikroyapının A bölgesinden daha dendritik, ısı tesiri altındaki bölgenin daha belirgin ve tüm kaynak alanının daha büyük olduğu Şekil 12. den bariz şekilde görülebilmektedir. Sonuçlar Yapılan bu çalışma ile kaynaklı ve kaynaksız Inconel 718 numuneler 20 o C, 500 o C ve 700 o C deki servis koşulları altında ısıl işlem uygulanmaksızın 45 dakikalık fırında bekleme süresi sonunda çentik darbe testine tabi tutularak darbeli yükler altındaki mekanik davranışları irdelenmiştir. TIG kaynaklı Inconel 718 cıvataların, çekme ya da eğme gibi yükleme koşulları altında gösterdiği davranışın aksine darbeli yükler altında kaynaksız numunelere göre daha yüksek bir kırılma dayanımı gösterdiği saptanmıştır. Yapılmış olan literatür araştırması da bu bulguları desteklemektedir. Kaynaklı numunelerin kırılma biçimleri incelendiğinde kaynaksız numunelere göre daha sünek bir şekilde kırıldığı tespit edilmiştir. Inconel 718 süperalaşımlardaki yüksek mukavemeti sağlayan γ -Ni 3 Nb fazının kaynak sırasında matris yapıdan ayrışarak soğuma süresince dendrit sınırlarında çökelmesi asıl yapının yumuşamasına ve malzemenin darbeli yükler altında sünek davranış göstermesine sebep olmuştur. γ fazının yanı sıra, 600-650 o C nin üzerindeki sıcaklıklarda oluşmaya başlayan δ fazı ve kaynak işlemi sebebiyle meydana gelen Nb esaslı karbür parçacıklarının da dendrit sınırlarında çökeldiği mikroyapı incelemelerinde gözlemlenmiş ve ayrıca dentritler arası bölgelerde çökelen diğer fazlar olan Mo 6 C ve TiC de EDX analizlerinde belirlenmiştir. Sıcaklığın yükselmesiyle orantılı şekilde önce niyobyum esaslı karbür fazlarının birleşerek irileşmesi kaynaklı numunelerin darbe dayanımın daha hızlı düşmesine neden olmuştur. 600-650 o C den sonra oluşmaya başlayan gevrek δ fazı ince tabakalı yapısı dolayısıyla çentik etkisi yaratarak 700 o C lik test sıcaklığındaki darbe dayanım değerlerinin kaynaksız numuneler için azalmasına kaynaklı numuneler için ise azalma oranlarının artmasına yol açtığı tespit edilmiştir. Öneriler Kaynak sonrası dendritik faz dağılımlarının düzenlenmesi için gereken alternatifsiz uygulama numunelerin ısıl işleme tabi tutulmasıdır. Çözeltiye alma ve yaşlandırma ısıl işlemleri nikel esaslı süperalaşımlarda kaynak sonrası yapıda meydana gelen istenmeyen fazların çözündürülmesi, kalıntı gerilmelerin giderilmesi ve istenilen mukavemetin geri kazandırılmasında en sık başvurulan ısıl işlem teknolojileridir. Nikel esaslı süperalaşımlarda ısıl işlemle sertlik ve dayanım gibi mekanik özelliklerin yükseltilmesi, çökelme sertleşmesi olarak tanımlanır. Çökelme serleşmesi uygulaması çeliklerin martenzitik dönüşümle sertleştirilmesine benzerse de, meydana gelen içyapı olayları çok farklıdır ve bu uygulama metal alaşımlarında yaygın olarak uygulanır. Literatür incelendiğinde; deneysel çalışma sonucu ile uyumlu olacak şekilde kaynak bölgesinde sertlik orijinal malzeme sertliğe göre önemli ölçüde düşmektedir. Dolayısıyla kaynak sonrası yapılacak olan çözeltiye alma ve ardından uygulanacak olan yaşlandırma ısıl işlemleri yardımıyla hem kaynak sonrası kalıntı gerilmeler ortadan kaldırılacak hem de malzeme maksimum mukavemetini tekrar elde edebilecektir. 51

Kaynakça Cai, D., Zhang, W., Nie, P., Liu, W. ve Yao, M. (2007). Dissolution kinetics of delta phase and its influence on the notch sensitivity of Inconel 718, Materials Characterisation, 58, 224. Choi, H.S. (1972). Precipitation in Inconel 718 alloy, Journal of Korean Nuclear Society, 4, 3, 208. Duvall, D.S., Owczarski, W.A. (1969). Studies of postweld heat treatment cracking in nickelbase alloys, Welding Journal Research Supplement, 48, 10-22. Dye, D., Hunziker, O. ve Reed, R.C. (2001). Numerical analysis of the weldability of superalloys, Acta Materialia, 49, 683-697. Easterling, K. (1992). Introduction to the physical metallurgy of welding (ikinci baskı), Butterworth-Heinemann. Gordine, J. (1970). Welding of Inconel 718, Welding Journal, Research Supplement, 49, 531-537. Gornostyrev, Y.N., Kontsevoi, O.Y., Khromov, K.Y., Katsnelson, M.I. ve Freeman, A.J. (2007). The role of thermal expansion and composition changes in the temperature dependence of the lattice misfit in twophase g/g' superalloys, Scripta Materialia, 56, 81-84. Kalluri, S., Rao, K., Halford, G. ve McGaw, M. (1994). Deformation and damage mechanisms in Inconel 718 superalloy, Superalloys 718, 625, 706 and Various Derivatives, The Minerals, Metals &Materials Society, 593-605. Kou, S. (2003). Solidification and liquation cracking issues in welding, Journal of the Minerals, Metals and Materials Society, 55, 37-42. Lucas, M.J. (1970). The Welded heat affected zone in nickel base alloy 718, Welding Journal, Research Supplement, 49, 46-54. Metals Handbook (9th edition), (1983). ASM (American Society for Metals), 6, 1152. Mills, W.J., James, L.A. (1981). Effect of heat treatment upon the fatigue crack growth behaviour of alloy 718 weldments, Hanford Engineering Laboratory, 18. Ogborn, J.S., Olson, D.L. ve Cieslak, M.J. (1995). Influence of solidification on the microstructural evolution of nickel base weld metal, Materials Science and Engineering A, 203, 134-139. Pineau, A., Antolovich, S.D. (2009). High temperature fatigue of nickel base superalloys a review with special emphasis on deformation modes and oxidation, Engineering Failure Analysis, 16, 2668-2697. Radhakrishna, C., Prasad, R.K. (1994). Studies on creep/stress rupture behaviour of superalloy 718 weldments used in gas türbine applications, Materials at High Temperatures, 12, 323-327. Ram, G.D.J., Reddy, A.V., Rao, K.P. ve Reddy, G.M. (2005). Microstructure and mechanical properties of Inconel 718 electron beam welds, Materials Science and Technology, 21, 1132-1138. Schafrik, R. ve Sprague, R. (2008). Superalloy technology a perspective on critical innovations for türbine engines, Trans Tech Publications, 380, 113-134. 52

Swindeman, R.W., Swindeman, M.J. (2008). A comparison of creep models for nickel base alloys for advanced energy systems, International Journal of Pressure Vessels and Piping, 85, 72-79. 53